Повышение триботехнических характеристик бериллийсодержащей стали ВНС32-ВИ путем модификации поверхности

Введение

В современном машиностроении все чаще возникает проблема высокого трения и износа в результате контакта деталей машин, надежность и ресурс работы которых зависят от характеристик применяемых материалов. Для работы в таких системах материалы должны обладать высокими показателями твердости, прочности, контактной выносливости, устойчивости к воздействию различных коррозионных сред. Повышение триботехнических характеристик материалов, используемых в узлах трения, является одной из важнейших задач, решение которой чаще всего реализуется путем подбора режимов термической обработки или создания модифицированного слоя повышенной твердости методами химико-термической обработки.

В рамках «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» наиболее перспективными материалами, эксплуатирующимися в тяжелонагруженных условиях, являются высокопрочные комплекснолегированные стали [1–5]. Особое место среди данных материалов занимают стали, формирование прочностных свойств которых происходит за счет механизма дисперсионного твердения, что позволяет достичь их высоких значений. Коррозионностойкая дисперсионно-твердеющая сталь марки 32Х13Н6К3М2БДЛТ-ВИ (ВНС32-ВИ) имеет развитую систему легирования, включающую бериллий, а также сильные карбидообразующие элементы, такие как хром, титан, молибден и ниобий, наличие которых обеспечивает высокие механические свойства благодаря образованию мелкодисперсных включений (карбидов и NiBe). Бериллийсодержащая сталь марки ВНС32-ВИ предназначена для производства прецизионных, износостойких деталей высокой прочности, которые подвергаются воздействию трения и износа в узлах авиационной техники, оборудовании химического и энергетического машиностроения [6–12].

Из-за высокого содержания углерода и карбидообразующих элементов, а также элементов, приводящих к реализации механизма дисперсионного твердения, сталь марки ВНС32-ВИ после полного цикла упрочняющей термической обработки обладает высокой хрупкостью и удовлетворительной коррозионной стойкостью, что может негативно влиять на эксплуатацию изделий при интенсивном изнашивании в условиях экстремальных нагрузок и коррозионно-активных сред [13]. Снижение негативного влияния воздействия эксплуатационных факторов возможно путем модификации поверхности с использованием механизмов изменения ее структуры методами механического воздействия или химического состава путем химико-термической обработки.

Наиболее перспективными методами для упрочнения поверхности деталей в авиационном машиностроении являются вакуумные процессы химико-термической обработки, такие как цементация и азотирование. Вакуумная цементация обеспечивает равномерное насыщение углеродом сталей аналогичной системы легирования, что приводит не только к повышению твердости, износостойкости и контактной выносливости, но и к увеличению скорости коррозии при работе в условиях агрессивных сред. Поверхностное насыщение сталей азотом благоприятно влияет на уровень износостойкости, контактной выносливости, а также способствует увеличению коррозионной стойкости, в том числе и для коррозионностойких сталей после дисперсионного твердения [14–19]. Помимо указанных процессов высокой эффективностью обладает процесс модификации поверхности комплексно-легированных коррозионностойких сталей с использованием бора в качестве насыщающего элемента. Диффузионное насыщение поверхности бором позволяет повысить триботехнические характеристики и коррозионную стойкость, однако заключительной обработкой для стали ВНС32-ВИ является дисперсионное твердение при высокой температуре, что может приводить к деградации износостойкого борированного слоя. Несмотря на это, дисперсионно-твердеющая сталь ВНС32-ВИ обладает различными механизмами упрочнения при термической обработке, в том числе и закалкой на мартенситную структуру с достаточным уровнем твердости без реализации механизма дисперсионного твердения, что предположительно позволит обеспечить достаточную вязкость сердцевины при высокой износостойкости, твердости и коррозионной стойкости борированного слоя.

Процесс азотирования связан с рядом технологических трудностей, возникающих на стадии заключительной обработки коррозионностойких сталей. Из-за высокого содержания хрома азотирование в тлеющем разряде может приводить к формированию охрупчивающей нитридной сетки, снижающей коррозионную стойкость изделия и приводящей к отслаиванию поверхностного слоя. Для достижения больших толщин диффузионных слоев при азотировании требуется высокая длительность технологического процесса в связи с относительно низкой диффузионной активностью азота в температурном интервале 400–600 °С. Тонкие диффузионные слои способны обеспечить достаточно высокую износостойкость, однако обладают низким сопротивлением ударным, изгибным и вибрационным нагрузкам.

Сталь ВНС32-ВИ упрочняется посредством закалки и последующего дисперсионного твердения и обладает высокой теплостойкостью, что позволяет использовать азотирование в технологическом процессе в качестве заключительной обработки. Однако для достижения высокого уровня механических характеристик возможно применение процессов как дисперсионного твердения, совмещенного с процессом азотирования стали, так и химико-термической обработки после полного цикла упрочняющей термической обработки. Стали различных систем легирования с упрочнением путем механизма дисперсионного твердения обрабатывают за счет различных комбинаций технологического процесса, что позволяет снижать трудоемкость и добиваться более высоких механических и триботехнических характеристик [20–22].

Цель данной работы – повышение триботехнических характеристик бериллийсодержащей стали ВНС32-ВИ путем модификации поверхности с применением азотирования в тлеющем разряде на различных этапах технологического процесса.

Материалы и методы

Объектами исследования являлись плоские цилиндрические образцы диаметром 30×5 мм из стали ВНС32-ВИ (32Х13Н6К3М2БДЛТ-ВИ) [12], полученные из горячекатаных прутков. Для изготовления прутков полученный слиток, выплавленный методом вакуумной индукционной выплавки в печи ВИАМ-2002 в Воскресенском экспериментальном технологическом центре (ВЭТЦ) НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ, подвергали ковке и последующей горячей деформации методом радиально-сдвиговой деформации на стане поперечно-винтовой прокатки. Химический состав образцов соответствовал требованиям ТУ 14-1-3695–84 «Прутки горячекатаные и кованые из коррозионностойкой стали марки 32Х13Н6К3М2БДЛТ (СЭС1-ВИ, ВНС32-ВИ). Опытно-промышленная партия».

Для исследования оптимального механизма структурообразования при азотировании, использовали следующие схемы упрочняющей обработки:

– классический режим, включающий полный цикл упрочняющей обработки – закалку в масле, обработку холодом (ОХ) и последующее дисперсионное твердение (ДТ) – закалка + ОХ + ДТ;

– неполный цикл, включающий закалку в масле и обработку холодом с заключительным низким отпуском с целью снятия остаточных напряжений при термической обработке – закалка + ОХ;

– полный цикл с температурой старения ниже температуры дисперсионного твердения (НДТ) на 100 °С – закалка + ОХ + НДТ.

Металлографические исследования микроструктуры после термической обработки и последующего ионного азотирования проводили с использованием металлографического оптического микроскопа Olympus GX-51 при увеличении ×200.

Для выявления микроструктуры шлифы, полученные по классической методике, травили химически в реактиве Марбле (20 г сернокислой меди, 100 мл соляной кислоты, 100 мл дистиллированной воды). Анализ структуры, распределения азота и других легирующих элементов по толщине диффузионного слоя проводили с использованием сканирующего электронного микроскопа Hitachi SU8010 в режиме вторичных и обратно отраженных электронов при рабочих увеличении ×2500 и ускоряющем напряжении 15 кВ. Определение химического состава и структурных составляющих осуществляли с помощью приставки для проведения микрорентгеноспектрального анализа с применением программного обеспечения AZtec.

Ионное азотирование выполняли выше температуры полного дисперсионного твердения на 20 °С в течение 12 ч. Такой выбор температуры не приводит к перестариванию и значительному разупрочнению сердцевины в условиях длительных выдержек при химико-термической обработке. Для депассивации и насыщения поверхности азотом использовали азотно-водородную смесь в соотношении элементов 15:4 соответственно.

Исследования твердости сердцевины и распределения микротвердости от поверхности к сердцевине образцов из стали ВНС32-ВИ после различных видов термической обработки и последующего ионного азотирования проводили на твердомере Durascan 20 при нагрузке 1 Н (100 г).

Сталь ВНС32-ВИ предназначается для работы в условиях фрикционного взаимодействия с другими материалами, обладающими высокой твердостью и износостойкостью. Для оценки износостойкости сформированного за счет химико-термической обработки модифицированного диффузионного слоя необходимо рассмотреть высокий уровень контактного нагружения с использованием высокотвердого материала. В связи с этим для исследования фрикционного взаимодействия при трибонагружении в условиях сухого трения скольжения пары из стали ВНС32-ВИ с высокотвердой оксидной керамикой ZrO₂ проведены испытания на изнашивание по схеме «стержень–диск», где в качестве контртела использовали минимальную площадь контактной поверхности для реализации высоких контактных напряжений. Испытания осуществляли на трибометре Nanovea T-50. Контртелом являлся шарик диаметром 10 мм с твердостью 1400 HV. Скорость скольжения образца относительно контртела при нагрузке 10 Н составила ~0,1 м/с. Оценку характера фрикционного взаимодействия проводили по взаимному износу образца и контртела относительно начальной площади контакта, который регистрируется с помощью датчика линейного перемещения LVDT. Количественную оценку износостойкости при испытаниях на изнашивание в условиях сухого трения скольжения проводили по скорости изнашивания образца Wи контртела W_контр (мм³/(Н·м)). Данные величины рассчитывали по следующим формулам [23]:

W = sl/(PL),

где l – длина окружности дорожки износа, мм; s – площадь сечения канавки износа, мм²; P – нагрузка, H; L – путь трения, м;

W_контр = ∆V_шар/(PL),

где ∆V_шар – износ объема поверхности контртела, мм³.

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Результаты и обсуждение

Сталь марки ВНС32-ВИ (32Х13Н6К3М2БДЛТ-ВИ) содержит в химическом составе много активных нитридообразующих элементов и углерод в количестве ~0,3 % (по массе), упрочняется за счет механизма дисперсионного твердения, в результате чего идеально подходит для упрочнения методом ионного азотирования.

Микроструктура после различных режимов термической обработки и заключительного ионного азотирования состоит из диффузионного слоя толщиной ~100 мкм, мартенсита, δ-феррита и карбидов различного стехиометрического состава (рис. 1). Значительного различия микроструктур в зависимости от режима предварительной термической обработки не обнаружено.

Рис. 1. Микроструктура (×200) стали ВНС32-ВИ после термической обработки и заключительного ионного азотирования

По анализу распределения микротвердости от поверхности к сердцевине установлено, что наименьшей твердостью обладает диффузионный слой, полученный после классической обработки, включающей закалку, обработку холодом и заключительное дисперсионное твердение (рис. 2). Наилучшим распределением микротвердости в рамках данных исследований обладали образцы, подвергнутые полному циклу обработки с температурой старения ниже дисперсионного твердения на 100 °С.

Рис. 2. Распределение микротвердости в стали ВНС32-ВИ после различных видов обработки и заключительного ионного азотирования: 1 – закалка + ОХ + ДТ; 2 – закалка + ОХ; 3 – закалка + ОХ + НДТ

Детальное исследование микроструктуры с применением электронной микроскопии позволило установить, что на некоторых образцах в диффузионном слое коррозионностойкой бериллийсодержащей стали ВНС32-ВИ формируются подповерхностные трещины (рис. 3), что является распространенной проблемой при насыщении хромосодержащих сталей с концентрацией данного легирующего элемента ˃13 % (по массе) [24]. Наибольшее количество дефектов поверхностного слоя обнаружено после классического режима, что может быть связано с перераспределением хрома и образованием высокой доли нитридов с дальнейшим формированием нитридной сетки и охрупчиванием диффузионного слоя.

Рис. 3. Микроструктура (а – ×500; стрелками указан контур микротрещины) и энергодисперсионные спектры характеристического рентгеновского излучения участков в структуре диффузионного слоя (б–д) и основного металла (е)

Известно, что в двухфазных сталях в структуре δ-феррита растворено больше α-стабилизирующих легирующих элементов, а также высокотемпературная модификация феррита лучше насыщается при азотировании [24–29]. В связи с тем, что в структуре стали присутствует высокое содержание δ-феррита с объемноцентрированной кубической (ОЦК) кристаллической решеткой, проведено исследование распределения легирующих элементов по толщине диффузионного слоя с применением рентгеноспектрального микроанализа. Исследование выполняли по пяти полям размером 20×40 мкм.

По результатам исследований установлено снижение концентрации азота от поверхности образца к сердцевине, что является закономерным при формировании диффузионных слоев при химико-термической обработке (рис. 3 и 4, а). Однако в поверхностном слое присутствуют завышенная концентрация легирующих элементов хрома и молибдена, стабилизирующих ОЦК-кристаллическую решетку, и низкое содержание никеля и кобальта, стабилизирующих гранецентрированную кубическую (ГЦК) кристаллическую решетку, по сравнению с марочным составом (рис. 4). Такое распределение легирующих элементов может быть связано с высоким сродством Cr, Mo и Nb к азоту, диффузионное перераспределение которых произошло в результате взаимодействия с ионизированным азотом. Анализ химического состава в сердцевине (спектр 5) показал концентрацию легирующих элементов, соответствующую марочному составу.

Рис. 4. Распределение железа и легирующих элементов от поверхности к сердцевине: а – Fe, Cr, N; б – Mo, Ni, Nb, Co

Результаты испытаний на изнашивание в условиях сухого трения скольжения по схеме «стержень–диск» позволили установить, что наименьшей интенсивностью изнашивания обладают образцы после закалки, обработки холодом и последующего ионного азотирования (ИА), совмещающего процесс насыщения азотом с дисперсионным твердением (рис. 5). Интенсивность изнашивания образцов, обработанных по схеме «закалка + ОХ + ИА», на 23–30 % ниже по сравнению с другими процессами. По сравнению с образцами из стали ВНС32-ВИ, упрочненными по стандартной технологии [13], включающей закалку, обработку холодом и низкий отпуск, интенсивность изнашивания образцов после всех комбинаций процессов, включающих ионное азотирование, ниже в 2–2,8 раз.

Образцы, обработанные по схеме «закалка + ОХ + ДТ + ИА», обладали наименьшей износостойкостью. При исследовании кинетики изменения коэффициента сухого трения скольжения в процессе испытания зафиксирована высокая амплитуда колебаний коэффициента трения (μ) – от 0,64 до 1,00 (рис. 6), что может свидетельствовать о постоянном выкрашивании диффузионного слоя при контактном взаимодействии поверхностей трения с последующим попаданием продуктов износа в зону контакта. Детальное исследование диффузионного слоя с применением электронной микроскопии подтвердило выдвинутое предположение – в структуре слоя по всему объему обнаружены микротрещины (рис. 7).

Рис. 5. Интенсивность изнашивания образцов из стали ВНС32-ВИ после различных обработок и испытаний на изнашивание в условиях сухого трения скольжения в паре трения с контртелами из высокотвердой оксидной керамики ZrO₂

Рис. 6. Кинетика изменения коэффициента сухого трения скольжения образцов из стали ВНС32-ВИ, обработанных по схеме «закалка + ОХ + ДТ + ИА»

Рис. 7. Микроструктура диффузионного слоя образцов, обработанных по схеме «закалка + ОХ + ДТ + ИА» (стрелками показаны микротрещины)

Образцы после полного цикла обработки с неполным дисперсионным твердением обладали менее хрупким диффузионным слоем и более стабильным коэффициентом трения, среднее значение которого на участке стационарного режима трения (после 20 мин испытания) составило μ = 0,75 (рис. 8). Время приработки с выходом на стационарный режим трения образцов после обработок с неполным и полным дисперсионным твердением в среднем составило ~19 мин.

Рис. 8. Кинетика изменения коэффициента сухого трения скольжения образцов из стали ВНС32-ВИ, обработанных по схеме «закалка + ОХ + НДТ + ИА»

Высокое сопротивление интенсивному изнашиванию показали образцы, дисперсионное твердение которых совмещено с процессом ионного азотирования. До 30 мин испытания сохранялся коэффициент трения <0,55 с низкой амплитудой колебаний (рис. 9).

Интенсивность изнашивания контртела в паре трения с образцами, обработанными по классическому режиму с последующим ионным азотированием, выше, чем у образцов, подвергнутых неполному дисперсионному твердению, что связано с высокой хрупкостью диффузионного слоя (рис. 5). Наибольшей интенсивностью изнашивания обладали контртела в паре с образцами после совмещенного дисперсионного твердения с ионным азотированием из-за более высокого уровня твердости и пластичности диффузионного слоя по сравнению с другими обработками.

Рис. 9. Кинетика изменения коэффициента сухого трения скольжения образцов из стали ВНС32-ВИ, обработанных по схеме «закалка + ОХ + ДТ + ИА»

Заключения

Коррозионностойкие комплексно-легированные бериллийсодержащие стали, устойчивые к воздействию агрессивных сред и работающие при температурах до 450 °С, являются перспективными материалами в авиационном машиностроении. Разработанная в НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ бериллийсодержащая сталь марки ВНС32-ВИ обладает высоким уровнем твердости и износостойкости и упрочняется за счет мартенситного превращения и дисперсионного твердения, что позволяет проводить дополнительную модификацию поверхности при температурах >450 °С.

Металлографический анализ и распределение микротвердости по толщине образцов, подвергнутых ионному азотированию после различных режимов термической обработки, позволили установить, что режим обработки практически не влияет на формирование конечной структуры поверхности и сердцевины образца, а также на толщину диффузионного слоя, размер которого составил ~100 мкм. Исследования концентраций азота и легирующих элементов по толщине диффузионного слоя с применением рентгеноспектрального анализа показали, что в поверхности образца после азотирования преобладают азот и элементы, имеющие высокое сродство к азоту и стабилизирующие ОЦК-кристаллическую решетку железа, – Cr, Mo, Nb, содержание которых при продвижении к сердцевине снижалось до значений концентраций марочного состава. Содержание Ni и Сo, стабилизирующих ГЦК-кристаллическую решетку железа, было минимальным у поверхности и повышалось при продвижении к сердцевине образца.

Образцы, обработанные по схеме «закалка + ОХ + ДТ + ИА», обладали наименьшей износостойкостью в связи с образованием микротрещин в поверхности и высокой хрупкостью диффузионного слоя. В свою очередь это вызывало высокое колебание значений коэффициента сухого трения скольжения из-за выкрашивания поверхности и попадания продуктов износа в зону контакта. Высокое сопротивление интенсивному изнашиванию показали образцы, дисперсионное твердение которых совмещено с процессом ионного азотирования. Коэффициент трения <0,55 с низкой амплитудой колебаний сохранялся до 30 мин испытания.

С учетом результатов проведенных исследований рекомендуется при обработке поверхности бериллийсодержащих сталей, упрочняемых за счет дисперсионного твердения, совмещать процессы модификации поверхности (например, азотирование) с заключительным этапом упрочняющей обработки для получения качественных диффузионных слоев.