Введение

Подшипники качения являются одним из наиболее ответственных элементов большинства машин и механизмов в машиностроительной отрасли. Требования, предъявляемые к качеству подшипников в авиационной промышленности, намного превосходят требования к подшипникам в других областях машиностроения. Совершенствование авиационной техники требует постоянного улучшения конструкций подшипников, повышения их грузоподъемности, точности и скорости вращения, долговечности и надежности в условиях сложного напряженного состояния при циклических нагрузках. В связи с этим материалы, из которых изготавливают тела качения и кольца, должны обладать достаточными эксплуатационными характеристиками, обеспечивающими высокую работоспособность изделий [1–4].

Основной характеристикой, определяющей долговечность работы подшипников качения, является контактная выносливость материала. Известно, что при качественном монтаже и оптимальных условиях работы подшипников качения их повреждаемость и выход из строя происходят в результате разрушений усталостного характера [5–8]. Однако существует ряд факторов, значительно влияющих на их работоспособность. Одним из таких факторов является износ поверхностей качения, который может возникать по следующим причинам: значительное проскальзывание тела относительно опоры качения, попадание в зону трибоконтакта абразивных частиц, работа в условиях «смазочного голодания», возникновение и повышение уровня вибраций [5]. Относительное проскальзывание поверхностей качения чаще всего свойственно подшипникам с увеличенным радиальным зазором при действии легких нагрузок и вращении с повышенной частотой. Изнашивание подвижных опор машин вызывает потерю точности взаимного расположения деталей и перемещений, что приводит к возникновению чрезмерных вибраций и разрушению [9].

Помимо этого, большое влияние на трибосопряжение деталей подшипников оказывает смазка трущихся поверхностей. В том случае, если при работе в высокоскоростной тяжелонагруженный подшипник подается смазочный материал в недостаточном количестве, наступает режим «смазочного голодания». Снижение количества смазочного материала в зоне контакта вызывает увеличение коэффициента трения, значительно повышающего температуру подшипников, и движение качения переходит в скольжение, сопровождаемое значительным изнашиванием поверхностей качения [9, 10].

Величина износа деталей подшипников, помимо конструктивных особенностей, точности изготовления, монтажа и режимов работы подшипниковых узлов, зависит от химического состава используемого материала. Для обеспечения требуемой работоспособности и надежности этих изделий применяют высокоуглеродистые комплексно-легированные стали мартенситного класса, способные работать в условиях интенсивного изнашивания, экстремальных температур (в диапазоне 350–500 °С) без значительного разупрочнения и выдерживать высокие циклические нагрузки различного характера [11–16]. Формирование высокоуглеродистого мартенсита в совокупности с твердыми избыточными фазами после упрочняющей термической обработки позволяет таким сталям работать в условиях интенсивного изнашивания и контактной усталости.

Износостойкость является структурно-чувствительной характеристикой, и формирование высокой твердости не всегда приводит к получению максимальной износостойкости. Параметры структурных составляющих (дисперсность мартенсита, количество и морфология карбидов) и их распределение по объему детали также имеют большое значение при формировании триботехнических характеристик [17].

Цель данной работы – исследование структуры и оценка влияния степени дисперсности мартенсита на триботехнические характеристики высокоуглеродистой комплексно-легированной стали для авиационных подшипников.

Материалы и методы

В качестве объектов исследования использовали образцы из высокоуглеродистой комплексно-легированной теплостойкой подшипниковой стали системы легирования С–Cr–Mo–V, содержащей в химическом составе тугоплавкие карбидообразующие элементы W и Ta.

Металлографические исследования структуры проводили, в соответствии с ГОСТ 8233–56 и ГОСТ 5639–82, на оптическом микроскопе Olympus GX-51, оснащенном фотокамерой и программой анализа изображений Analysis, на металлографических шлифах, вырезанных в поперечном направлении после травления в 4 %-ном спиртовом растворе HNO₃.

Исследование структурных составляющих и расчет стехиометрии избыточных фаз после термической обработки осуществляли с помощью сканирующего электронного микроскопа Hitachi SU8010 в режиме вторичных и обратноотраженных электронов при рабочих увеличении ×2500 и ускоряющем напряжении 15 кВ с приставкой для проведения микрорентгеноспектрального анализа с применением программного обеспечения Aztec. Для анализа распределения легирующих элементов в структуре матрицы выполняли поэлементное картирование с помощью энергодисперсионных спектров.

Дюрометрические исследования проводили по методу Виккерса на твердомере Durascan 20 по ГОСТ 2999–75.

Измерение твердости осуществляли по методу Роквелла на твердомере DuraVision 300 по ГОСТ 9013–59.

Исследование триботехнических характеристик образцов из теплостойкой подшипниковой стали проводили путем испытания образцов на изнашивание в условиях сухого трения скольжения с использованием трибометра Nanovea T-50. Испытания осуществляли по схеме «стержень–диск» (pin-on-disk) при линейной скорости скольжения образца относительно контртела ~0,1 м/с и с нагрузкой на стержень 10 Н (1 кг). Контртелом при испытаниях являлся шарик диаметром 6 мм из хромистой стали мартенситного класса ШХ15-ШД (зарубежный аналог – сталь AISI 52100) с твердостью 64 HRC (940 HV). Во время испытаний с помощью датчика сопротивления измеряли коэффициент трения, а с помощью датчика линейного перемещения LVDT при взаимном износе образца и контртела – характер фрикционного взаимодействия. По результатам испытаний определяли скорость изнашивания образцов по формуле, представленной в работе [18].

Результаты и обсуждение

Образцы из высокоуглеродистой комплексно-легированной теплостойкой подшипниковой стали подвергали упрочняющей термической обработке по следующей схеме: закалка при температуре, обеспечивающей практически полное растворение избыточных фаз, и последующий многократный отпуск для снижения доли остаточного аустенита в структуре стали. Для оценки влияния структурных составляющих на триботехнические характеристики исследовали образцы с разной степенью пластической деформации (30, 45 и 80 %) при горячей обработке давлением с целью получения разной степени дисперсности мартенситной структуры при термической обработке. Степень дисперсности мартенсита напрямую зависит от величины аустенитного зерна. Для получения высокого уровня механических характеристик, в особенности контактной выносливости и износостойкости, после закалки необходимо получить структуру со степенью дисперсности от скрыто- до среднеигольчатого мартенсита [19]. Наличие крупноигольчатого мартенсита в микроструктуре детали может способствовать снижению уровня эксплуатационных характеристик изделия из-за его высокой хрупкости [20].

Рис. 1. Микроструктура образцов из теплостойкой подшипниковой стали с мелко- (а), средне- (б) и крупноигольчатым мартенситом (в) после упрочняющей термической обработки

Дюрометрические исследования показали, что мартенситная матрица с разной степенью дисперсности обладает идентичными средними значениями твердости (рис. 2).

Рис. 2. Твердость образцов из теплостойкой подшипниковой стали с разной степенью пластической деформации ε после упрочняющей термической обработки

Исследование структуры методом электронной микроскопии позволило выявить в структуре всех образцов, наряду с мелкодисперсными сферическими карбидами, крупные избыточные фазы. По результатам рентгеноспектрального микроанализа установлено, что мелкодисперсными сферическими и крупными избыточными фазами являются карбиды специального типа, содержащие молибден, тантал, вольфрам, ниобий и ванадий. Ввиду сложности химического состава исследуемых карбидов для оценки стехиометрического состава использована открытая база данных по существованию химических соединений при нормальных условиях [21].

Рис. 3. Электронное изображение структуры (а, ×2500) теплостойкой подшипниковой стали со степенью деформации 80 %  и карты энергодисперсионных спектров по химическим элементам: C (б), V (в), Nb (г), W (д), Ta (е), Mo (ж), Cr (з) и Fe (и)

Металлографическое исследование образца со степенью деформации 80 % и с мелкоигольчатой мартенситной структурой с помощью картирования энергодисперсионных спектров элементов показало, что карбиды легированы практически всеми элементами, кроме хрома и железа (рис. 3). При использовании данных локального химического анализа по соотношению элементов (рис. 4), а также информации с полученного изображения о детальном строении карбида можно предположить, что при такой системе легирования сформирован комплексный карбид с преобладающей основой (Ta, Nb)C₂ с тригональной кристаллической решеткой, на поверхности которого и рядом с ним формируются мелкодисперсные карбиды размером <2 мкм следующего стехиометрического состава: (Mo, W)C₂ – с орторомбической кристаллической решеткой и VC – c кубической кристаллической решеткой. Такое комплексное формирование карбида и его насыщенность легирующими элементами, по-видимому, является причиной того, что базовый карбид имеет размер ~(10–12) мкм и остроугольную морфологию. Мелкодисперсные сферические карбиды в мартенситной матрице могут обладать стехиометрическим составом (Ta, V)C₂ и тригональной кристаллической решеткой, но по основным легирующим элементам доминируют карбиды со стехиометрическим составом (Mo, W)C₂ с орторомбической кристаллической решеткой, а также с составами VC и Cr₂₃C₆ c кубическими кристаллическими решетками.

Рис. 4. Электронное изображение структуры (а, ×2500) теплостойкой подшипниковой стали со степенью деформации 80 % и энергодисперсионные спектры характеристического рентгеновского излучения фаз: б ‒ (Nb, Ta)C₂ и (Mo, W)C₂; в ‒ (Nb, Ta)C₂, (Mo, W)C₂ и VC; г ‒ (Ta, V)C₂ и (Mo, W)C₂

В образце со степенью деформации 45 % и со среднеигольчатой мартенситной структурой присутствуют локальные зоны с угловатыми и протяженными карбидами размером от 10 до 25 мкм, которые могут являться концентраторами напряжений, а также выкрашиваться, попадая в зону трибоконтакта и выступая в качестве абразивного материала [19]. Аналогичный результат анализа энергодисперсионных спектров (рис. 5) получен на образце со степенью деформации 80 % с некоторыми дополнениями в стехиометрическом составе карбидных фаз. Помимо наличия в структуре карбидов (Nb, Ta)C₂ и (Mo,W)C₂ также присутствуют и такие карбиды, как (V, Ti)C₂ и (V, Cr)C₂ с тригональными кубическими решетками.

Рис. 5. Электронное изображение структуры (а, ×2500) теплостойкой подшипниковой стали со степенью деформации 45 % и энергодисперсионные спектры характеристического рентгеновского излучения фаз: б ‒ (Nb, Ta)C₂ и (V, Ti)C₂; в ‒ (Nb, Ta)C₂ и (V, Ti)C₂; г ‒ (V, Cr)C₂ и (Mo, W)C₂

Аналогичный результат также получен на образце со степенью деформации 30 % и с крупноигольчатой матрицей. В структуре присутствуют локальные скопления протяженных карбидов угловатой формы размером ˃10 мкм. При данной степени деформации в структуре наблюдаются все указанные ранее карбиды: (Nb, Ta)C₂, (Mo, W)C₂, (V, Ti)C₂ и (V, Cr)C₂ (рис. 6). Возможность существования такого скопления карбидов, а также их стехиометрический состав требуют детального изучения, однако по соотношению химических элементов вероятность таких сегрегаций мелкодисперсных карбидов относительно крупной избыточной фазы вполне возможна.

Для исследования износостойкости образцов из комплексно-легированной теплостойкой подшипниковой стали проводили испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения в течение 1 ч. По результатам испытаний установлено, что структура мелкоигольчатого мартенсита обладает более стабильным коэффициентом трения, чем структура средне- и крупноигольчатого мартенсита (рис. 7). Время до выхода на стационарный режим трения для образца с мелкоигольчатым мартенситом составило 8 мин, со среднеигольчатым – около 6 мин, с крупноигольчатым – 2 мин. Увеличение амплитуды колебаний при выходе на стационарный режим свидетельствует о более высокой хрупкости структуры образца, в которой в процессе испытания могут формироваться микросколы и повышаться шероховатость. Такой характер фрикционного взаимодействия наблюдается на образцах со средне- и крупноигольчатым мартенситом. Значительной амплитуды колебаний по коэффициенту трения, связанных с попаданием в зону трибоконтакта абразива в виде выкрошенных карбидов, в процессе испытания не наблюдалось.

Рис. 6. Электронное изображение структуры (а, ×2500) теплостойкой подшипниковой стали со степенью деформации 30 % и энергодисперсионные спектры характеристического рентгеновского излучения фаз: б ‒ (Nb, Ta)C₂, (Mo, W)C₂ и (V, Ti)C₂; в, г ‒ (Mo, W)C₂ и (V, Cr)C₂

Рис. 7. Изменение коэффициента трения в процессе испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения образцов из теплостойкой подшипниковой стали с мелко- (а), средне- (б) и крупноигольчатым (в) мартенситом

Результаты измерения скорости изнашивания (рис. 8) также подтвердили, что формирование в структуре мелкоигольчатого мартенсита с избыточными фазами <10 мкм позволяет снизить данный показатель на 50 % по сравнению со среднеигольчатым мартенситом и на 70 % по сравнению с крупноигольчатым.

Рис. 8. Скорость изнашивания образцов из теплостойкой подшипниковой стали с различной степенью дисперсности мартенситной структуры

Заключения

Подшипники качения являются ответственными изделиями высоконагруженных узлов машин и механизмов, которые могут работать в условиях циклических нагрузок и интенсивного изнашивания, а также при экстремальных температурах (в диапазоне 350–500 °С). Формирование структуры мартенсита требуемой дисперсности без крупных избыточных фаз в подшипниковых сталях позволяет повысить уровень механических характеристик для обеспечения несущей способности в условиях эксплуатации.

По результатам металлографических исследований микроструктуры высокоуглеродистой комплексно-легированной подшипниковой стали установлено, что помимо дисперсности мартенситной структуры степень деформации при горячей обработке давлением влияет на размер и скопление карбидных фаз, но практически не оказывает влияния на среднее значение твердости после упрочняющей термической обработки. После горячей обработки давлением образца со степенью деформации 80 % размер карбидов не превышает 10 мкм; при степени деформации 30 и 45 % размер карбидов находится в диапазоне 10–25 мкм. Ввиду развитой системы легирования в микроструктуре высокоуглеродистой комплексно-легированной подшипниковой стали образуются комплексные карбиды, имеющие следующий состав:
(Nb, Ta)C₂, (Mo, W)C₂, (V, Ti)C₂, (V, Cr)C₂ и VC. Стехиометрический состав и механизм образования комплексных карбидов в высокоуглеродистой комплексно-легированной подшипниковой стали требуют дальнейшего изучения.

Испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения по схеме «стержень–диск» позволили установить, что формирование структуры мелкоигольчатого мартенсита и карбидов размером <10 мкм способствует снижению скорости изнашивания на 50 % по сравнению со среднеигольчатым мартенситом и на 70 % по сравнению с крупноигольчатым.