PEŁNY TEKST/FULL TEXT

PAWEŁ KOCHMAŃSKI, PAWEŁ GIZA, JOLANTA BARANOWSKA, MIECZYSŁAW WYSIECKI,
ŁUKASZ KOT
Właściwości tribologiczne warstw
węgloazotowanych na stali austenitycznej
WPROWADZENIE
Austenityczna stal chromowo-niklowa jest często stosowanym
materiałem konstrukcyjnym ze względu na dobre właściwości
korozyjne. Jej relatywnie mała twardość i odporność na zużycie
przez tarcie jest jednym z podstawowych ograniczeń w wielu
zastosowaniach. Dzięki wykorzystaniu technologii inżynierii
powierzchni jest możliwa poprawa tych właściwości. Szczególnie
obiecującym zabiegiem jest tzw. obróbka niskotemperaturowa,
która polega na dyfuzyjnym nasyceniu warstwy wierzchniej stali
pierwiastkami takimi jak węgiel i/lub azot. W efekcie tego procesu
powstaje tak zwana faza S, która jest uważana za przesycony
roztwór węgla lub azotu w austenicie [1]. Otrzymane w efekcie
obróbki niskotemperaturowej warstwy charakteryzują się bardzo
dużą twardością oraz dobrą odpornością na zużycie tribologiczne
[2, 3].
W procesie niskotemperaturowego węgloazotowania stali austenitycznej otrzymuje się dwustrefową warstwę zbudowaną
z azotowej i węglowej fazy S [4, 5]. Warstwy tego typu cechuje
mniejszy gradient twardości na przekroju warstwy [6]. Z nielicznych prezentowanych w literaturze badań nad zużyciem tribologicznym warstw węgloazotowanych plazmowo [7, 8] wynika, że
obróbka ta poprawia znacząco odporność na zużycie także
w odniesieniu do warstw tylko azotowanych czy nawęglanych.
Celem pracy było określenie wpływu parametrów niskotemperaturowego węgloazotowania gazowego na zużycie tribologiczne tego typu warstw.
METODYKA BADAŃ
Badania prowadzono na austenitycznej stali X10CrNi 18-9 odpornej na korozję o składzie chemicznym przedstawionym w tabeli 1.
Próbki o wymiarach 10×20×5 mm były przygotowane mechanicznie na drodze szlifowania i polerowania do osiągnięcia
chropowatości o parametrze Ra wynoszącym 0,05 m. Szlifowanie prowadzono na papierach o ziarnistości 240 i 400,
a następnie na zawiesinach diamentowych o granulacji 9, 3 i 1 m.
Końcowe polerowanie mechaniczne prowadzono z wykorzystaniem zawiesiny Al2O3 o rozmiarach 0,05 m. Jako końcową
obróbkę stosowano polerowanie elektrochemiczne w celu usunięcia zgniotu w warstwie wierzchniej wywołanego obróbka
mechaniczną.
Obróbkę powierzchniową węgloazotowania prowadzono na stanowisku laboratoryjnym umożliwiającym aktywację powierzchni
w plazmie i następnie obróbkę gazową w atmosferze amoniaku
i acetylenu. Parametry procesu przedstawiono w tabeli 2.
Badania odporności na zużycie przez tarcie przeprowadzono na
tribometrze firmy CSM w warunkach suchych metodą kulkatarcza w ruchu posuwisto-zwrotnym. Badania realizowano
Dr inż. Paweł Kochmański, mgr inż. Paweł Giza, dr hab. inż. prof. ZUT Jolanta
Baranowska ([email protected]), prof. dr hab. inż. Mieczysław Wysiecki,
Łukasz Kot – Instytut Inżynierii Materiałowej, Zachodniopomorski Uniwersytet
Technologiczny w Szczecinie
w temperaturze pokojowej przy względnej wilgotności powietrza
wynoszącej około 60%. Jako przeciwpróbki użyto kulki z tlenku
glinu o średnicy 6 mm przy obciążeniu 2 N na drodze 1400 m.
Maksymalna prędkość liniowa wynosiła 3,0 cm/s, natomiast
amplituda była równa 3,5 mm. Na każdej z próbek wykonano po
dwa ślady. Jako materiał referencyjny zastosowano nieobrobioną
cieplno-chemicznie stal austenityczną.
Zużycie zostało określone z pomocą pomiar pola powierzchni
przekroju poprzecznego śladu zużycia, obliczenie objętości
zużycia, a następnie wyznaczenie właściwej szybkości zużycia K.
Do zmierzenia powierzchni przekroju użyto profilometru wodzikowego DEKTAK 6M firmy Veeco. Pomiar długości śladu
zużycia wykonano za pomocą mikroskopu świetlnego firmy
Nikon z dołączonym licznikiem krokowym.
Przed pomiarem zużycia tribologicznego próbki zostały umyte
w myjce ultradźwiękowej w acetonie, a następnie – wysuszone
ciepłym powietrzem. Na każdej z próbek wykonano 11 pomiarów,
zmierzono głębokość śladu oraz pole powierzchni jego przekroju
poprzecznego.
WYNIKI BADAŃ I ANALIZA
Na podstawie badań rentgenostrukturalnych przedstawionych
w poprzedniej pracy Autorów [4] stwierdzono, że warstwy
węgloazotowane wytworzone na stali austenitycznej poniżej
temperatury 450°C są zbudowane głównie z azotowej i węglowej
fazy S (rys. 1a i b). W temperaturze procesu wyższej niż 450°C
powstają w warstwie azotki chromu. Badanie za pomocą dyfrakcji
rentgenowskiej w geometrii Bragg-Brentano nie ujawniło występowania azotków chromu w warstwach wytworzonych w atmosferze 100% amoniaku. Dopiero badanie dyfrakcyjne przy niskim
kącie padania (rys. 1c) wykazało występowanie refleksów pochodzących od azotku chromu Cr2N (oznaczenie *) w atmosferze
bogatszej w amoniak. Możliwe jest także występowanie węglików
Cr7C3 (oznaczone kropką). Szerokość refleksów od azotków i ich
mała intensywność sugerowałby ich nanometryczne rozmiary.
Na rysunku 2 przedstawiono zdjęcia powierzchni warstw
uzyskanych w różnych warunkach obróbki cieplno-chemicznej,
wykonane za pomocą mikroskopu świetlnego. Zaprezentowane
Tabela 1. Skład chemiczny stali stosowanej w badaniach, %mas.
Table 1. Chemical composition of the steel used in experiments, wt %
C
0,1
Cr
17,9
Ni
9,5
Mo
0,03
Mn
1,3
Ti
0,6
Tabela 2. Parametry obróbki stosowane w doświadczeniach
Table 2. Treatment parameters used in experiments
Obróbka aktywująca
Atmosfera: wodór
Gęstość prądu: 3 mA/cm2
Napięcie: 1,35 kV
Czas: 15 min
Azotowanie gazowe
Atmosfera: 50%NH3+NH3zdys
100% NH3
2% C2H2
Temperatura: 400, 450, 500°C
Czas: 5 h
386 ________________________ I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A __________________ ROK XXXV
mikrofotografie pozwalają zaobserwować, że proces węgloazotowania gazowego zwiększa chropowatość powierzchni. Na
powierzchni próbek widać wyraźnie zaznaczone granice ziaren
oraz wyraźny relief.
Współczynnik tarcia dla wszystkich badanych warstw mieścił
się w zakresie 0,6 do 0,8 (rys. 3). Był więc porównywalny ze
współczynnikiem tarcia zmierzonym dla nieobrobionej stali
austenitycznej. Po rozpoczęciu procesu tarcia współczynnik rósł
szybko do osiągnięcia po ok. 15 m przebytej drogi maksymalnej
wartości, a następnie pozostawał stabilny do końca próby.
Nie zaobserwowano istotnego wpływu atmosfery azotującej na
wartość współczynnika tarcia w kontakcie z przeciwpróbką
ceramiczną. Również temperatura miała niewielki wpływ na jego
wartość. Obserwowano nieznaczne obniżenie współczynnika
tarcia w przypadku warstw węgloazotowanych w temperaturze
500°C, co może być spowodowane zwiększoną zawartością
azotków w tych warstwach.
Parametry procesu zużycia dobrano w taki sposób, aby głębokość śladu wytarcia mieściła się w obszarze badanych warstw,
a w szczególności w strefie warstwy zbudowanej z azotowej fazy
S. Na rysunku 4 pokazano ślad wytarcia, a na rysunku 5
wykres przedstawiający relację między grubością warstwy a głębokością śladu wytarcia. Utrzymanie śladu wytarcia w obrębie
warstwy azotowanej w przypadku stali azotowanej w temperaturze
400°C było bardzo trudne ze względu na niewielką grubość tych
a)
warstw. Dla pozostałych procesów głębokość śladu wytarcia
stanowiła od 7 do 15% grubości całkowitej warstwy.
Na rysunku 6 przedstawiono porównanie właściwej szybkości
zużycia warstw węgloazotowanych uzyskanych w różnych
warunkach obróbki cieplno-chemicznej. Badania wykazały, że
szybkość zużycia po obróbce powierzchniowej zmniejszyła się
o 3 rzędy wielkości w porównaniu do nieobrobionej stali austenitycznej. Generalnie, nie stwierdzono istotnego wpływu
parametrów obróbki na szybkość zużycia.
Jedynie w przypadku warstw węgloazotowanych w temperaturze 400°C zaobserwowano różnice szybkości zużycia
w zależności od zastosowanej atmosfery obróbczej. Różnica może
wynikać z tego, iż warstwy obrabiane w atmosferze 50% NH3 są
cienkie i głębokość śladu zużycia stanowi istotny udział
w grubości warstwy, a tym samym podłoże może wywierać
wpływ na przyspieszenie procesu zużycia.
We wszystkich badanych warstwach węgloazotowanych dominował ścierny mechanizm zużycia. Na śladach zużycia można
zaobserwować charakterystyczne bruzdy (rys. 7). Tylko w przypadku warstw otrzymanych w atmosferze 50% NH3 w temperaturze 400 i 450°C miejscami występuje zużycie o charakterze
adhezyjnym. Ten mechanizm był także dominujący w zużyciu
nieobrobionej stali austenitycznej. W trakcie procesu dochodziło
do utleniania produktów zużycia, które odkładały się po bokach
śladu zużycia oraz przechodziły na przeciwpróbkę (rys. 8).
b)
c)
Rys. 1. Dyfraktogramy warstw węgloazotowanych przy różnych parametrach obróbki: a) 50% NH3, b) ok. 100% NH3 (geometria BraggBrentano) [4], c) ok. 100% NH3, 500°C (geometria stałego kąta padania)
Fig. 1. X-ray diffraction patterns of layers carbonitrided at various treatment parameters: a) 50% NH3, b) c.a. 100% NH3 (Bragg-Brentano
geometry), [4] c) c.a. 100% NH3, 500°C (Grazing Incidence Diffraction)
Nr 5/2014 ___________________ I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A ________________________ 387
400°C
500°C
50%
NH3
100%
NH3
Rys. 2. Powierzchnia warstw węgloazotowanch w różnych warunkach procesu na stali austenitycznej; LM
Fig. 2. Surface of carbonitrided layers on austenitic stainless steel depending on process conditions; LM
Rys. 3. Porównanie współczynnika tarcia dla warstw wytworzonych
w różnych warunkach procesu węgloazotowania.
Fig. 3. Comparison of friction coefficient of layers obtained at different
carbonitriding process conditions
Rys. 4. Przykładowy profil przekroju poprzecznego śladu zużycia
Fig. 4. Example of cross-section profile of wear track
Rys. 5. Zestawienie głębokości śladu wytarcia oraz grubości całkowitej
i warstwy SN dla różnych warunków procesu węgloazotowania
Fig. 5. Correlation between wear track depth and layer thickness (total
and SN layer) for various carbonitriding process conditions
Rys. 6. Właściwa szybkość zużycia warstw wytworzonych w różnych
warunkach procesu węgloazotowania
Fig. 6. Wear rate of the layers obtained at different carbonitriding
process conditions
388 ________________________ I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A __________________ ROK XXXV
400°C
450°C
500°C
50% NH3
100% NH3
Rys. 7. Zdjęcia śladów zużycia w zależności od warunków procesu; LM
Fig. 7. Wear tracks pictures of carbonitrided layers depending on process conditions; LM
takcie z przeciwpróbką ceramiczną dla otrzymanych warstw jest
tylko nieznacznie mniejszy niż dla nieobrobionej stali austenitycznej, mimo zmiany mechanizmu zużycia z adhezyjnego na
ścierny.
PODZIĘKOWANIA
Praca naukowa finansowana ze środków na naukę w latach
2011÷2014.
LITERATURA
[1]
[2]
Rys. 8. Powierzchnia przeciwpróbki – kulka Al2O3 po próbie zużycia.
Widoczne produkty zużycia przeniesione na kulkę. Mikroskop
stereoskopowy
Fig. 8. Oxidized wear debris transferred to counterface – Al2O3 ball after
tribotest
[3]
[4]
[5]
PODSUMOWANIE
Proces niskotemperaturowego węgloazotowania poprawia odporność na zużycie tribologiczne stali austenitycznej. Stwierdzono
poprawę odporności na zużycie przez tarcie w warunkach suchych
o prawie trzy rzędy wielkości w porównaniu z materiałem nieobrobionym cieplno-chemicznie. Zastosowane w eksperymencie parametry obróbki cieplno-chemicznej takie jak temperatura czy
zawartość amoniaku w atmosferze nie wywierają istotnego wpływu na szybkość zużycia. Współczynnik tarcia rejestrowany w kon-
[6]
[7]
[8]
Baranowska J.: Niskotemperaturowe azotowanie stali austenitycznej.
Prace naukowe Politechniki Szczecińskiej Nr 596, Szczecin (2007).
Wang l., Xu B., Yu Z., Shi Y.: The wear and corrosion properties of
stainless steel nitride by low-pressure plasma arc source ion nitriding at
low temperature. Surf. Coat. Techn. 130 (2000) 304÷308.
Baranowska J., Franklin S. E., Pelletier C. G. N.: Tribological behaviour
and mechanical properties of low temperature gas nitride austenitic steel
in realtion to layer morphology. Wear 263 (2007) 669÷673.
Kochmański P., Baranowska J., Giza P., Wysiecki M.: Mikrostruktura
warstw typu dupleks na stali austenitycznej. Inżynieria materiałowa 6
(2013) 716÷719.
Sun Y., Haruman E.: Effect of carbon addition on low-temperature
plasma nitriding characteristics of austenitic stainless steel. Surf. Coat.
Techn. 202 (2008) 4069÷4075.
Sun Y., Haruman E.: Effect of carbon addition on low-temperature
plasma nitriding characteristics of austenitic stainless steel. Vacuum 81
(2006) 114÷119.
Buhagiar J., Dong H., Bell Y.: Low temperature plasma surface alloying
of medical grade austenitic stainless steel with carbon and nitrogen. BHM
151 (2006) 446÷450.
Cheng Z., Li C. X., Dong H., Bell T.: Low temperature plasna
nitrocarburising of AISI 316 austenitic stainless steel. Surf. Coat. Techn.
191 (2005) 195÷200.
Nr 5/2014 ___________________ I N Ż Y N I E R I A M A T E R I A Ł O W A ________________________ 389