2.3 Mechanizmy zużycia narzędzi metaliczno–diamentowych
2.3.3 Zużycie erozyjne osnowy
2.3.3 Zużycie erozyjne osnowy
W procesie erozji twarde cząstki ścierniwa uderzając w powierzchnię osnowy tworzą w niej rowki i ulegają odbiciu. Intensywność procesu erozji bardzo silnie zależy od wielkości i prędkości cząstek ścierniwa oraz kąta, pod którym uderzają one w obrabiany materiał. Maksymalną wartość zużycia wywołanego erozyjnym oddziaływaniem cząstek ścierniwa obserwuje się, gdy kąt ten mieści się w zakresie 15–30°. Szybkość erozji jest wówczas proporcjonalna do prędkości (równanie 4), z jaką cząstki ścierniwa uderzają w obrabianą powierzchnię, podniesionej do potęgi o wykładniku w zakresie 2–3. Zużycie erozyjne gwałtownie maleje jeżeli wielkość cząstek jest mniejsza od 100 µm. Ponadto, zużycie erozyjne praktycznie nie zachodzi, gdy uderzające cząstki ścierniwa mają zbyt małą energię, aby wywołać odkształcenie plastyczne i doprowadzić do zmęczeniowego pękania i wykruszania osnowy [2,36].
Wielkość zużycia erozyjnego 𝑅𝑤 można wyrazić wzorem (równanie 4):
𝑅𝑤 ≈ 𝑘 ∙ 𝑣𝑖𝑛 (4)
gdzie:
k – współczynnik zależny od warunków erozji, twardości i gęstości cząstek ścierniwa, 𝑣𝑖 – prędkość, z jaką cząstki ścierniwa uderzają w powierzchnię [m/s],
n – wykładnik potęgi zależny od zjawisk towarzyszących zderzeniu cząstki ścierniwa z powierzchnią.
Z danych literaturowych [36,52] wynika, że zużycie erozyjne jest mechanizmem, którego intensywność jest niewystarczająca, aby kontrolować szybkość zużywania się segmentów metaliczno–diamentowych w warunkach eksploatacyjnych. Dlatego zużycie erozyjne, będące zjawiskiem towarzyszącym zużyciu ściernemu, nie ma praktycznie wpływu na trwałość eksploatacyjną pił diamentowych podczas cięcia kamieni naturalnych.
29
3 POPRAWA TRWAŁOŚCI EKSPLOATACYJNEJ
NARZĘDZI METALICZNO–DIAMENTOWYCH POPRZEZ
PROJEKTOWANIE STRUKTURY I WŁASNOŚCI
MATERIAŁU OSNOWY
Utrata trwałości eksploatacyjnej narzędzi metaliczno–diamentowych wynika z postępującego zużycia tribologicznego i zmęczeniowego powodującego powstawanie pęknięć i wykruszenie materiału osnowy w takcie eksploatacji narzędzia. Ponieważ w procesach cięcia kamieni naturalnych kryształy diamentu poddane są udarowym obciążeniom, które w otaczającej je osnowie wywołują złożony stan naprężeń, szczególnie istotne staje się zaprojektowanie materiału osnowy o bardzo dobrych własnościach retencyjnych i tribologicznych, których uzyskanie jest możliwe, gdy materiał ten posiada [2,44,45,53–57]:
– wysoką twardość, która jest podstawowym parametrem kontroli jakości wskazującym na poprawność procesu wytwarzania segmentów,
– wysoką granicę plastyczności oraz wytrzymałość zmęczeniową, które uniemożliwiają pękanie osnowy wokół cząstek diamentu,
– wysoką udarność i małą wrażliwość na działanie karbu, co utrudnia zarodkowanie pęknięć w pobliżu ostrych krawędzi cząstek diamentu, wokół których następuje spiętrzenie naprężeń,
– mały współczynnik rozszerzalności cieplnej oraz wysoki współczynnik przewodzenia ciepła, aby nie dopuścić do nadmiernego wzrostu temperatury segmentów podczas pracy piły, powodującego obniżenie granicy plastyczności materiału osnowy i jego deformację wokół cząstek diamentu,
– brak rozpuszczalności lub minimalną rozpuszczalność węgla w celu zminimalizowania grafityzacji cząstek diamentu.
Rola materiału osnowy, który stanowi kluczowy element konstrukcji narzędzia metaliczno‒ diamentowego sprowadza się do dwóch podstawowych funkcji [2,41,53,58,59]:
– zużywania się z szybkością odpowiednią do szybkości zużywania się cząstek diamentu, w celu zagwarantowania odsłanianie nowych, ostrych krawędzi diamentu i zachowanie łatwości cięcia,
30 – utrzymywania cząstek diamentu podczas pracy narzędzia w taki sposób, żeby utrudnić ich wypadanie, wciskanie lub obrót, co zapewnia efektywne wykorzystanie cząstek diamentu (osnowa powinna się charakteryzować dobrymi własnościami retencyjnymi).
Materiał osnowy powinien zostać wyprodukowany z tanich, łatwo dostępnych proszków, które charakteryzują się bardzo dobrą formowalnością na zimno oraz zgęszczalnością na gorąco. W praktyce wybór osnowy jest uwarunkowany wieloma czynnikami: rodzajem diamentu, wielkością jego cząstek oraz ich odpornością na obciążenia udarowe, warunkami cięcia oraz własnościami obrabianego materiału. Z powodu różnorodnych warunków pracy narzędzi metaliczno‒diamentowych w charakterze osnowy stosuje się różnego typu materiały. Szerokie zastosowanie znalazły materiały na bazie kobaltu, miedzi i żelaza. Niewielkie dodatki proszków cyny, brązów cynowych, wolframu i węglika wolframu wprowadza się do proszków bazowych w celu obniżenia temperatury prasowania na gorąco lub zmiany własności mechanicznych i tribologicznych osnowy. Niskotopliwe proszki brązów cynowych powodują pojawienie się fazy ciekłej podczas prasowania na gorąco ułatwiając zagęszczenie mieszanki, natomiast wprowadzenie węglika wolframu zwiększa twardość osnowy i jej odporność na zużycie ścierne [19].
Modyfikacja składu chemicznego materiału osnowy odgrywa kluczową rolę dla zwiększenia jej odporności na zużycie ścierne, co z kolei przyczynia się do zwiększenia trwałości eksploatacyjnej samego narzędzia. Z teoretycznego punktu widzenia, poprzez odpowiedni dobór składu chemicznego, możliwe jest uzyskanie materiału, który bezpośrednio po prasowaniu na gorąco będzie zawierał metastabilny, przechłodzony austenit. W czasie pracy narzędzia, w wyniku oddziaływania produktów obróbki ściernej możliwe jest zainicjowanie w materiale osnowy przemiany martenzytycznej indukowanej odkształceniem plastycznym zwiększającej twardość i odporność na zużycie ścierne tych materiałów. Duża twardość martenzytu, a także związane z przemianą zwiększenie objętości osnowy w wierzchniej warstwie segmentu powinno przeciwdziałać plastycznemu odkształceniu materiału wokół kryształów diamentu zapobiegając ich wypadaniu [19].
Przemiana martenzytyczna jest przemianą bezdyfuzyjną i zachodzi w warunkach ciągłego chłodzenia austenitu w zakresie pomiędzy temperaturami 𝑀𝑠 i 𝑀𝑓, przy chłodzeniu z szybkością większą od krytycznej 𝑣𝑘. Wartości temperatury 𝑀𝑠 i 𝑀𝑓 zależą od składu chemicznego austenitu i obniżają się ze zwiększeniem stężenia węgla (rys. 17a) oraz, w mniejszym stopniu, innych dodatków stopowych, z wyjątkiem Al i Co (rys. 17b) [60].
31
Rys. 17. Wpływ zawartości węgla na temperaturę 𝑴𝒔 i 𝑴𝒇 (a) oraz pierwiastków stopowych na temperaturę początku przemiany martenzytycznej 𝑴𝒔 (b) [60]
Chwilowe zatrzymanie chłodzenia w zakresie pomiędzy temperaturą 𝑀𝑠 i 𝑀𝑓 powoduje zwiększenie ilości nieprzemienionego austenitu, zwanego szczątkowym, w porównaniu do nieprzerwanego przebiegu chłodzenia. Zjawisko to nosi nazwę stabilizacji austenitu. Udział austenitu szczątkowego wzrasta silnie wraz ze zwiększeniem stężenia węgla w austenicie (rys. 18).
32 Nieprzemieniony austenit szczątkowy może ulec przemianie w martenzyt pod wpływem odkształcenia plastycznego stopu w temperaturze niższej od 𝑀𝑑, która jest najwyższą temperaturą, w której odkształcenie plastyczne może indukować przemianę bezdyfuzyjną.
Powstanie martenzytu powoduje wzrost objętości. Jeżeli nawet w podwyższonej temperaturze, powyżej 𝑀𝑠, utworzy się martenzyt, to jest on stabilny, i mimo silnego zdefektowania po odciążeniu nie przemienia się z powrotem w austenit. Energie swobodne każdej z faz (martenzyt, austenit) biorących udział w przemianie, 𝐺𝛼′i 𝐺𝛾, zmieniają się wraz ze zmianą temperatury i składu chemicznego. Dla każdego stopu istnieje pewna temperatura 𝑇0, w której austenit i martenzyt są w równowadze: 𝐺𝛼′ = 𝐺𝛾. W temperaturach niższych od 𝑇0 pojawia się różnica energii swobodnych ∆𝐺𝛾→𝛼′ = 𝐺𝛾– 𝐺𝛼′, która rośnie ze wzrostem przechłodzenia ∆𝑇. Po osiągnięciu temperatury 𝑀𝑠 procesy dyfuzyjne są silnie tłumione i wówczas nadmiar energii swobodnej ∆𝐺𝛾→𝛼′, wywołany przechłodzeniem austenitu, staje się siłą pędną inicjującą przemianę. Wtedy ∆𝐺𝛾→𝛼′ jest energią potrzebną do wytworzenia zarodka martenzytu, tj. do zapoczątkowania przemiany przy pewnym niezbędnym przechłodzeniu. Utworzenie zarodków martenzytu wymaga znacznej energii dla pokonania oporu sprężystego fazy macierzystej, którą musi dostarczyć energia swobodna związana ze zmianą objętości. Z tego powodu temperatura początku przemiany martenzytycznej atermicznej 𝑀𝑠 jest niższa od temperatury 𝑇0 [61].
W ogólnym przypadku zmianę energii swobodnej związaną z przemianą martenzytyczną określa równanie 5:
∆𝐺𝛾→𝛼′ = ∆𝐺𝑐𝛾→𝛼′ + ∆𝐺𝑛𝑐𝛾→𝛼′ (5) gdzie:
∆𝐺𝑐𝛾→𝛼′ – zmiana energii swobodnej przemiany austenitu w martenzyt, proporcjonalna do ilości powstającego martenzytu,
∆𝐺𝑛𝑐𝛾→𝛼′– energia przeciwdziałająca przemianie, będąca sumą energii sprężystej odkształcenia sieci i energii powierzchniowej nowopowstałej powierzchni rozdziału.
Temperatura początku przemiany martenzytycznej 𝑀𝑠 ulega zmianie pod wpływem naprężeń zewnętrznych (rys. 19). Temperatura ta maleje lub wzrasta, w zależności od tego czy praca mechaniczna (U) wspomaga czy utrudnia przemianę.
33 W ogólnym przypadku przemiana rozpoczyna się w chwili gdy:
∆𝐺𝑀𝑠𝛾→𝛼′ = ∆𝐺𝑇1𝛾→𝛼′± 𝑈 (6)
Rys. 19. Wykres zmiany energii swobodnej ∆𝑮 austenitu, martenzytu oraz energii mechanicznej U w zależności od temperatury [62]
Temperaturę, w której zaczyna się przemiana wspomagana pracą mechaniczną (oznaczenie 𝑇1 na rys. 19) oznacza się symbolem 𝑀𝑑. Powyżej tej temperatury energia swobodna nie może zapoczątkować przemiany, nawet gdyby ją zwiększyć do maksymalnej wartości [62]. Wskutek tego, że część energii dostarcza przyłożone naprężenie, temperatura 𝑀𝑑 przesuwa się w kierunku 𝑇0. Wartość temperatury 𝑀𝑑 obniża się ze wzrostem szybkości odkształcania, a także spadku aktywności granic bliźniaczych jako źródeł ścinania.
Efekt przemiany martenzytycznej w wyniku odkształcenia plastycznego badano w materiałach z układu Fe–Ni–Cu–Sn–C–N, spełniających rolę osnowy w segmentach metaliczno–diamentowych [2,14,15,19,29,63,64]. Skutkiem indukowanej odkształceniem plastycznym przemiany austenitu w martenzyt była zdolność materiału do silnego umocnienia w trakcie jego pracy i wysoka odporność na zużycie ścierne. Przeprowadzone badania pozwoliły uzyskać materiał będący alternatywą dla powszechnie wykorzystywanych spieków Co−20%WC. Biorąc jednak pod uwagę wysoką cenę niklu i jego własności alergizujące oraz dane literaturowe [65–75] dotyczące możliwości modyfikacji składu chemicznego materiału osnowy zintensyfikowano badania nad zastąpieniem niklu manganem. Pierwiastek ten, ze względu na skłonność do tworzenia stabilnych tlenków nie ulegających redukcji podczas spiekania w konwencjonalnych warunkach, jest praktycznie niewykorzystywany w stalach otrzymywanych metodą metalurgii proszków.
34 Mangan jest pierwiastkiem austenitotwórczym, rozszerzającym zakres austenitu i mającym nieograniczoną rozpuszczalność w (γFe). Wprowadzenie tego pierwiastka do stali powoduje uzyskanie jednorodnej struktury austenitycznej. Mangan występuje w 4 odmianach alotropowych: α o zakresie stabilności poniżej 727°C, β–od 727 do 1100°C, γ–od 1100 do 1138°C i δ–od 1138 do 1244°C (temperatura topnienia manganu), z których α i β rozpuszczają ponad 30% żelaza, a γ tworzy roztwór stały ciągły z (γFe) (rys. 20). Zakres ferrytu δ zanika przy ok. 12% mas. Mn; temperatura początku przemiany 𝐴3 obniża się o ok. 20°C na każdy 1% mas. Mn. Ze względu na ograniczoną rozpuszczalność manganu w ferrycie w miarę obniżania się temperatury zakres dwufazowy austenit + ferryt jest coraz szerszy.
Wraz z obniżeniem temperatury znacznie wydłuża się czas potrzebny do osiągnięcia równowagi fazowej. Stwarza to warunki do przemian bezdyfuzyjnych. Pod tym względem stopy Fe–Mn wykazują duże podobieństwo do Fe–Ni. Podobnie jak w stopach Fe–Ni występuje duża histereza pomiędzy przemianą podczas chłodzenia i podczas ogrzewania, a w wyniku przemiany bezdyfuzyjnej powstaje martenzyt [76].
W stali węglowej mangan uważany jest za składnik stopowy powyżej 1,65% zawartości. Austenityczne stale manganowe znajdują bardzo szerokie zastosowanie szczególnie na elementy narażone na ścieranie. Oprócz wysokich własności wytrzymałościowych i plastycznych posiadają dużą zdolność do pochłaniania energii w warunkach odkształcenia plastycznego z dużymi szybkościami oraz umożliwiają wykonywanie elementów o skomplikowanym kształcie [77–79].
35 W austenitycznych stalach manganowych zawartość węgla mieści się w zakresie 0,02–1,2%. Zmiany stężenia węgla i manganu powodują zmiany energii błędu ułożenia (EBU) austenitu (rys. 21), a co za tym idzie zmiany struktury stali [71,81].
Rys. 21. Wpływ stężenia węgla i manganu na energię błędu ułożenia austenitu [71]
Stal austenityczna o strukturze regularnej ściennie centrowanej A1 zbudowana jest z warstw o najgęstszym ułożeniu atomów w płaszczyźnie {111} w kolejności ABCABC…. Zaburzenie ułożenia tych warstw może powodować utworzenie w stali o sieci A1 cienkiej płytki o sieci heksagonalnej. Przemieszczenie atomów zakłóca sekwencję ułożenia warstw ABC; inaczej mówiąc ruch dyslokacji częściowych postaci 𝑎
𝑏< 211 > wprowadza błąd ułożenia. Komórka zawierająca błąd ułożenia ma podwyższoną energię o wielkość energii utworzonego błędu ułożenia [82]. Energia ta ma znaczący wpływ na zachowanie się metalu podczas odkształcenia plastycznego oraz na proces poligonizacji i rekrystalizacji. Wpływ ten związany jest przede wszystkim z zależnością między EBU, a zdolnością dyslokacji do wspinania i poślizgu poprzecznego. W stalach o małej energii błędu ułożenia występuje skłonność do powstawania spiętrzeń dyslokacji na przeszkodach, np. przy graniach ziarn lub cząstkach faz obcych. Większe odkształcenia plastyczne powodują powstawanie tzw. pasm ścinania i pasm przejściowych.
W metalach o dużej energii błędu ułożenia powstają komórkowe układy dyslokacji zbudowane ze splotów oddzielających komórki prawie wolne od dyslokacji [81–86]. Skład chemiczny jest czynnikiem kontrolującym energię błędu ułożenia i w konsekwencji decyduje o przemianach fazowych i mechanizmach odkształcenia plastycznego, co przedstawiono na rys. 22.
36
Rys. 22. Wpływ stężenia węgla i manganu na przemiany fazowe zachodzące podczas odkształcenia
plastycznego na zimno [87]
Jeśli EBU jest niska (< 20 mJ/m2
), wtedy występują sprzyjające warunki dla przemiany martenzytycznej. Wzrost EBU do 25 mJ/m2 tłumi przemianę martenzytyczną, natomiast sprzyja bliźniakowaniu mechanicznemu. Stale, o pośredniej wartości EBU, mają tendencję do jednoczesnego przebiegu bliźniakowania mechanicznego i poślizgu dyslokacyjnego. Wytworzone w austenicie bliźniaki zwiększają istotnie szybkość umocnienia odkształceniowego. Powstałe granice bliźniacze są silnymi barierami dla ruchu dyslokacji, podobnie jak granice ziarn.
Dużą skłonność do umocnienia w wyniku zgniotu związanego z tworzeniem mikrobliźniaków ma staliwo Hadfielda, które zostało odkryte w 1882 roku przez Sir Roberta Abbotta Hadfielda–angielskiego metalurga. Typowe staliwo Hadfielda zawierające 10–14% Mn i 1,0–1,4% C, w stanie po przesycaniu, charakteryzuje się wysoką odpornością na obciążenia udarowe oraz bardzo dobrą odpornością na ścieranie [88]. Korzyści płynące z wykorzystania zalet staliwa Hadfielda zwróciły uwagę projektantów materiałowych na wysokomanganowe stale austenityczne, wykorzystujące mechanizm intensywnego bliźniakowania mechanicznego lub przemiany martenzytycznej. Dlatego wybór materiału na osnowę z grupy Fe–Mn–Cu–Sn–C do spiekanych narzędzi metaliczno–diamentowych wydaje się być oczywisty.
W ramach przygotowywanej rozprawy doktorskiej podjęto próbę określenia mechanizmów kontrolujących przebieg umocnienia materiału osnowy w warstwie wierzchniej, w wyniku odkształcenia plastycznego występującego podczas ścierania oraz zbadano jego wpływ na strukturę, własności mechaniczne i tribologiczne otrzymanych spieków.
37
4 CEL I TEZA PRACY
Celem pracy było opracowanie nowego materiału na bazie żelaza, spełniającego funkcję osnowy w spiekanych narzędziach metaliczno–diamentowych przeznaczonych do obróbki ściernych materiałów budowlanych i kamieni naturalnych. Istotnym aspektem, który był rozpatrywany oraz został szczegółowo przedstawiony w dalszej części pracy było określenie mechanizmów kontrolujących przebieg umocnienia odkształceniowego warstwy wierzchniej materiału osnowy w warunkach pracy segmentów metaliczno–diamentowych. Nowatorską koncepcją badań było zastosowanie manganu jako składnika osnowy, który jest praktycznie niewykorzystywany na skalę przemysłową w stalach otrzymywanych metodą metalurgii proszków ze względu na skłonność do tworzenia stabilnych tlenków, nie ulegających redukcji podczas spiekania.
Badania podjęto w odpowiedzi na rosnącą cenę komercyjnych proszków Co−20%WC oraz Fe–Cu–Co–WC, które w chwili obecnej są powszechnie wykorzystywane do produkcji profesjonalnych narzędzi służących do cięcia/szlifowania piaskowca, świeżego betonu, asfaltu oraz ściernych materiałów ceramicznych. Zaprojektowanie materiału osnowy bez udziału materiałów dotychczas stosowanych (kobalt, węglik wolframu, nikiel), o zwiększonych własnościach wytrzymałościowych i tribologicznych ma bardzo ważne znaczenie ekonomiczne i społeczne. Pozwoli obniżyć koszty wytwarzania samych narzędzi oraz zwiększyć bezpieczeństwo pracy osób bezpośrednio zatrudnionych przy produkcji profesjonalnych narzędzi mataliczno–diamentowych.
W oparciu o szczegółową analizę literatury oraz wstępne wyniki badań sformułowano następującą tezę:
Możliwe jest opracowanie materiału osnowy na bazie żelaza,
zawierającego Mn, który po konsolidacji będzie posiadał własności
tribologiczne zbliżone lub lepsze od własności spieków Co−20%WC.
Przyjęto założenie, że odpowiednio przeprowadzony proces homogenizacji i konsolidacji pozwoli wytworzyć materiał charakteryzujący się drobnoziarnistą mikrostrukturą i skłonnością do umocnień w warstwie wierzchniej. W wyniku odkształcenia plastycznego materiału osnowy z wysoką zawartością manganu w warunkach pracy możliwe jest zainicjowanie bezdyfuzyjnej przemiany γ→α’, a w efekcie końcowym uzyskanie wysokiej odporności na zużycie ścierne, zbliżonej do powszechnie stosowanego spieku
38 Co−20%WC. Z aplikacyjnego punktu widzenia takie zjawisko jest pożądane, gdyż w narażonej na ścieranie, przypowierzchniowej warstwie segmentów metaliczno−diamentowych powstanie twardy i odporny na zużycie ścierne martenzyt. Wywołane przemianą γ→α’ naprężenia ściskające powinny także poprawić własności retencyjne osnowy w odniesieniu do pracujących kryształów diamentu zapewniając tym samym zwiększenie trwałości eksploatacyjnej narzędzia.
Do osiągnięcia celu pracy i udowodnienia postawionej tezy wykorzystano komercyjnie dostępne proszki żelaza redukowanego węglem (NC100.24), mielone proszki żelazomanganu wysokowęglowego (XH1210) i niskowęglowego (HX1218) oraz rozpylane proszki brązu cynowego, zawierającego 20% cyny (NAM40−80/20).
Ustalono wpływ składu wyjściowej mieszanki proszków, parametrów procesu mielenia i konsolidacji na strukturę, własności mechaniczne i tribologiczne spieków dokonując:
pomiarów gęstości i twardości spieków,
badań metalograficznych proszków wyjściowych, mielonych mieszanek proszków oraz spieków metodą mikroskopii świetlnej i skaningowej mikroskopii elektronowej,
pomiarów składu fazowego proszków wyjściowych, mielonych mieszanek proszków oraz spieków bezpośrednio po konsolidacji oraz po odkształceniu plastycznym,
pomiarów zawartości węgla i tlenu w spiekach,
pomiarów własności wytrzymałościowych spieków z wykorzystaniem technologicznej próby trójpunktowego zginania,
pomiarów odporności spieków i segmentów metaliczno−diamentowych na zużycie ścierne.
39
5 MATERIAŁY DO BADAŃ