Введение

В современных технических системах автоматического управления с использованием гидроавтоматики в золотниковых деталях авиационного двигателя реализуется процесс фрикционного взаимодействия, способный приводить к износу узла. От бесперебойной и надежной работы формируемой пары трения зависит ресурс узлов системы автоматического управления газотурбинным двигателем. Для обеспечения высокой надежности работы данные детали изготавливают из материалов с комплексом специальных свойств: высокими прочностными характеристиками и износостойкостью при фрикционном взаимодействии, а также с достаточной коррозионной стойкостью.

В рамках «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» перспективными материалами, обеспечивающими требуемый комплекс механических характеристик и способными работать в условиях экстремальных нагрузок, являются комплексно-легированные стали [1–12]. При реализации механизма упрочнения за счет мартенситного превращения и дисперсионного твердения при температурах в интервале 400–600 °С комплексно-легированные стали способны работать в условиях интенсивного изнашивания и контактной усталости, что наиболее важно при фрикционном и кавитационном взаимодействии пары трения в среде жидкости.

Выпускаемые в настоящее время отечественные стали типа 95Х18-Ш, 110Х18М-ШД и их зарубежные аналоги 440B, 440C не в полной мере отвечают требованиям, предъявляемым к деталям и узлам перспективных изделий авиационной техники по ресурсным показателям в агрессивной среде, точности и надежности работы систем топливорегулирующей аппаратуры и др. Применение перспективных высокопрочных коррозионностойких сталей типа ВНС72-Ш с развитой системой легирования не обеспечивает достаточного уровня износостойкости, что в значительной степени может снизить точность показаний и надежность автоматических систем управления.

Необходимого уровня требуемых характеристик достигают благодаря применению сталей системы Fe–Cr–Ni и дополнительному легированию элементами, обеспечивающими упрочнение твердого раствора и дисперсионное твердение. На базе исследований, проведенных в НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ, были разработаны бериллийсодержащие стали ЭИ928, ЭП354 и ВНС13, выпускавшиеся до 1990-х гг. Применение бериллия в качестве легирующего элемента благоприятно сказывается на уровне механических характеристик и существенно улучшает износостойкость, стойкость к коррозии и модуль упругости [13–28]. Совокупность исследований и полученных результатов позволила разработать бериллийсодержащую сталь ВНС32-ВИ (32Х13Н6К3М2БДЛТ-ВИ), обладающую высокой износостойкостью и способную работать в условиях агрессивных сред топливорегулирующей аппаратуры, гидросистем авиационной и ракетной техники [29, 30].

Помимо положительного влияния на уровень характеристик сплавов на основе железа, бериллий также может оказывать отрицательное воздействие на формирование структуры и уровень механических свойств. Развитая система легирования стали ВНС32-ВИ, включающая высокое содержание сильных α-стабилизирующих элементов хрома, молибдена, ниобия и титана, в совокупности с бериллием приводит к возникновению в структуре δ-феррита, который оказывает негативное влияние на уровень прочностных и пластических характеристик. С точки зрения триботехнического назначения δ-феррит обладает высокой стабильностью, так как является высокотемпературной модификацией железа, что практически не сказывается на работе пары трения.

Цель данной работы – исследование структуры и свойств бериллийсодержащей стали ВНС32-ВИ, а также оценка фрикционного взаимодействия со стальным и керамическим контртелом.

Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 8.2. «Высокопрочные конструкционные и коррозионностойкие свариваемые стали с высокой вязкостью разрушения» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [1].

Материалы и методы

В качестве объектов исследования использовали образцы, вырезанные из прутков стали ВНС32-ВИ (32Х13Н6К3М2БДЛТ-ВИ) [30]. 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».

Выплавку стали ВНС32-ВИ проводили в Воскресенском экспериментальном технологическом центре (ВЭТЦ) НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ в вакуумной индукционной печи ВИАМ-2002 с емкостью тигля 35 кг. Заливку слитков стали выполняли в конусную чугунную изложницу с надставкой. Горячую деформацию слитков для получения прутков осуществляли методом поперечно-винтовой прокатки.

Металлографический анализ структур стали после упрочняющей термической обработки и исследования дорожек износа проводили на оптическом микроскопе Olympus GX-51 при увеличениях ×50, ×500, ×1000. Для выявления структуры изготовленные микрошлифы травили электролитически в 10 %-ном растворе щавелевой кислоты. Определение структурных составляющих проводили 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 микрорентгена спектрального анализа с применением программного обеспечения AZtec. Для анализа распределения легирующих элементов в структуре матрицы выполняли поэлементное картирование энергодисперсионных спектров.

Дюрометрические исследования образцов из стали ВНС32-ВИ после полного цикла упрочняющей термической обработки проводили на твердомере Durascan 20 при нагрузках 0,5; 1 и 10 Н (50, 100 и 1000 г) по ГОСТ 2999–75.

Для оценки механизма фрикционного взаимодействия пары трения из стали ВНС32-ВИ со сталью мартенситного класса ШХ15-ШД и оксидной керамикой ZrO₂ проведены испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения по схеме «стержень–диск». В качестве прибора использовали трибометр Nanovea T-50, позволяющий проводить испытания в условиях сухого и граничного трения, а также в условиях погружения пары трения полностью в смазочный материал. Для оценки износостойкости выбраны следующие параметры испытания: скорость движения при испытании на изнашивание ~0,1 м/с; нагрузка на стержень с контртелом в виде шарика 1000 г (10 Н). В качестве контртела использовали сталь марки ШХ15-ШД диаметром 6 мм c твердостью поверхности 990 HV и оксидную керамику ZrO₂ диаметром 10 мм с твердостью поверхности 1400 HV. Оценку характера фрикционного взаимодействия проводили по взаимному износу образца и контртела относительно начальной площади контакта, который регистрировали с помощью датчика линейного перемещения LVDT. Количественную оценку износостойкости при испытаниях на изнашивание в условиях сухого трения скольжения осуществляли по скорости износа образца Wи контртела W_контр (мм³/(Н·м)). Данные величины рассчитывали по следующим формулам [7]:

W = s · (l/P · L),

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.

Результаты и обсуждение

Коррозионностойкая бериллийсодержащая сталь ВНС32-ВИ (32Х13Н6К3М2БДЛТ-ВИ) включает углерод в количестве 0,32 % (по массе) и имеет высокое содержание активных карбидообразующих элементов, таких как хром, молибден, ниобий и титан, в результате чего после термической обработки одним из ведущих механизмов упрочнения является образование мелкодисперсных карбидов. Для повышения активности дисперсионного твердения сталь также содержит бронзу и кобальт, способствующие ускорению диффузионных процессов в стали.

Исследования, проведенные в НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ в области упрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов системы Ni–Be [13], а также обзор научно-технической литературы по упрочнению сплавов на основе алюминия, меди, никеля и железа [14–28] позволили установить, что добавление бериллия в мартенситно-стареющие и высоконикелевые стали приводит к формированию упрочняющих фаз NiBe при отпуске в интервале температур 400–500 °С. Это дает возможность разрабатывать бериллийсодержащие стали, работающие при температурах до 450 °С.

После термической обработки, включающей закалку, обработку холодом и дисперсионное твердение, в структуре стали присутствуют мартенсит, δ-феррит, мелкодисперсные избыточные фазы, а также включения NiBe размером от 1 до 10 мкм (рис. 1). В структуре стали также присутствуют избыточные фазы остроугольной формы размером от 5 до 25 мкм. Анализ микроструктуры по серии изображений позволил рассчитать количество δ-феррита в структуре стали, содержание которого изменяется в пределах от 20 до 30 %. Для более точного определения содержания δ-феррита необходимо проводить исследования с помощью дополнительных методов.

Рис. 1. Микроструктура (×500) стали ВНС32-ВИ после полного цикла упрочняющей термической обработки

Для определения состава крупных избыточных фаз выполнен рентгеноспектральный микроанализ с применением энергодисперсионного картирования химических элементов в исследуемой области. По результатам анализа микроструктуры (рис. 2, а) и определения стехиометрического состава избыточных фаз установлено, что фазами являются карбиды (Nb, Ti)C₂ (рис. 2, б).

Рис. 2. Электронное изображение структуры (а) и карты энергодисперсионных спектров
по химическим элементам C (б), Ti (в), Fe (г) и Nb (д) стали ВНС32-ВИ

В структуре, помимо крупных, присутствуют и мелкодисперсные фазы преимущественно глобулярной формы, которые располагаются как в теле, так и по границе зерна. Определение химического состава фазы с помощью локального анализа, а также расчет стехиометрического состава позволили выявить, что мелкодисперсными избыточными фазами являются карбиды хрома Cr₂₃C₆ (рис. 3). Вследствие формирования мелкодисперсных частиц ˃1 мкм характеристическое рентгеновское излучение в спектре 92 захватывает не только частицу, но и матрицу.

После упрочняющей термической обработки твердость образцов составила 830 HV. Исследование распределения твердости по структурным составляющим позволило установить, что δ-феррит обладает твердостью 930 HV, в то время как мартенсит с наличием мелкодисперсных избыточных фаз в теле зерна имеет твердость 810 HV. Высокая твердость фазы δ-феррита обусловлена повышенной растворимостью в нем легирующих элементов Cr и Mo, способствующих упрочнению объемноцентрированной кристаллической решетки железа.

Основная область применения стали ВНС32-ВИ – в парах трения, способных работать в условиях интенсивного изнашивания при экстремальных температурах до 450 °С и воздействии коррозионно-активной среды. Аналогичной сталью, которая способна работать в подобных условиях, является сталь мартенситного класса 95Х18-Ш, однако термическая обработка в интервале температур 400–500 °С приводит к ее разупрочнению и снижению твердости с 58 до 54–55 HRC.

Рис. 3. Электронное изображение структуры (а) и энергодисперсионный спектр характеристического рентгеновского излучения фазы Cr₂₃C₆ и матрицы (б)

Анализ механизма фрикционного взаимодействия стали ВНС32-ВИ проводили при испытаниях в условиях сухого трения скольжения в паре трения со сталью мартенситного класса ШХ15-ШД, а также с оксидной керамикой ZrO₂. Результаты испытаний пары трения стали ВНС32-ВИ с шариком диаметром 6 мм из стали ШХ15-ШД (рис. 4) свидетельствуют, что фрикционное взаимодействие сталей в условиях сухого трения скольжения сопровождается достаточно быстрой приработкой (3–4 мин), а также относительно низким средним коэффициентом трения (µ ≈ 0,4) при данной схеме нагружения. Формирование высокотвердых структур высокоотпущенного мартенсита и стабильного δ-феррита может оказывать положительное влияние на фрикционное взаимодействие со сталями мартенситного класса высокой твердости. Изменение положения датчика взаимного износа относительно начальной площади контакта свидетельствует о постоянном упругом выдавливании продуктов износа из зоны контакта. Это также подтверждается исследованиями дорожки скольжения после испытаний на изнашивание, на которой отсутствуют значительные следы наволакивания продуктов износа (рис. 5).

Рис. 4. Изменение коэффициента трения µ во времени и положения датчика взаимного износа LVDT при испытании на изнашивание в условиях сухого трения скольжения стали ВНС32-ВИ в паре трения со сталью ШХ15-ШД

Рис. 5. Вид дорожки износа (×100) после испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения стали ВНС32-ВИ в паре трения со сталью ШХ15-ШД

При испытании на изнашивание в условиях сухого трения скольжения бериллийсодержащей стали ВНС32-ВИ в паре трения с шариком из оксидной керамики ZrO₂ получен совершенно противоположный результат. Приработка пары трения происходит в два этапа с входом на площадку стационарного режима трения с высоким коэффициентом трения (µ ≈ 0,8) в течение 7 мин и последующим его ускоренным ростом (до 1,17) в течение 3 мин (рис. 6). Такие высокие значения коэффициента трения могут быть связаны с довольно высокой хрупкостью δ-феррита, а также с расположением мелкодисперсных карбидов Cr₂₃C₆ по границам зерен, в результате чего могут происходить хрупкое скалывание поверхности и образование абразива, попадающего в зону трибоконтакта. В то же время изменение положения датчика LVDT свидетельствует о постоянном наволакивании материала в зоне трибоконтакта. Металлографическое исследование дорожки скольжения показывает отсутствие налипших продуктов износа на дорожку скольжения (рис. 7), однако на ней присутствуют многочисленные поры, что может подтверждать предположение о скалывании поверхности и образовании абразивных частиц из продуктов износа, задерживающихся в зоне контакта и повышающих коэффициент трения.

Рис. 6. Изменение коэффициента трения µ во времени и положения датчика взаимного износа LVDT при испытании на изнашивание в условиях сухого трения скольжения стали ВНС32-ВИ в паре трения с оксидной керамикой ZrO₂

Анализ полученных результатов скорости износа бериллийсодержащей стали ВНС32-ВИ в паре трения со сталью ШХ15-ШД показывает, что износостойкость стали ВНС32-ВИ в аналогичных условиях испытаний больше скорости износа стали 95Х18-Ш на 15–20 %, в то время как сталь 95Х18-Ш после закалки, обработки холодом и низкого отпуска имеет высокую твердость 800 HV (рис. 8). Несмотря на высокие значения коэффициента трения в паре трения с оксидной керамикой, скорость изнашивания стали ВНС32-ВИ меньше в 6 раз, чем при испытании в паре трения со сталью ШХ15-ШД. Это, по-видимому, связано с высокой стабильностью структуры δ-феррита, являющегося высокотемпературной модификацией железа. Процесс износа при работе пары трения подчиняется адгезионно-деформационной теории, в которой реализуются два компонента – адгезионное взаимодействие с поверхностью и ее значительные деформации. Обладая высокими стабильностью и твердостью, δ-феррит в паре трения сопротивляется как адгезионному, так и деформационному воздействию, что может приводить к значительному снижению износа поверхности при работе в паре трения с керамическими материалами.

Анализ полученных результатов скорости износа контртела (рис. 9) показывает, что уровень фрикционного взаимодействия в паре трения ВНС32-ВИ/ШХ15-ШД более высокий, чем в паре трения 95Х18-Ш/ШХ15-ШД, что может повысить ресурс работы изделия.

Рис. 9. Скорости изнашивания контртел (в знаменателе) с различными образцами (в числителе) в паре трения после испытаний на изнашивание в условиях сухого трения скольжения

Заключения

Для обеспечения высокой надежности работы узлов современных технических систем автоматического управления с использованием гидроавтоматики требуются стали, обладающие повышенной износостойкостью, стойкостью к коррозионно-агрессивным средам и способные работать при температурах до 450 °С.

В НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ разработана бериллийсодержащая сталь ВНС32-ВИ, обладающая высоким уровнем твердости и износостойкости, упрочняемая за счет мартенситного превращения и дисперсионного твердения. По результатам металлографического анализа установлено, что в структуре стали ВНС32-ВИ присутствуют δ-феррит, мартенсит и упрочняющие фазы NiBe, Cr₂₃C₆ и (Nb, Ti)C₂. Благодаря формированию такой структуры твердость стали ВНС32-ВИ после полного цикла упрочняющей термической обработки составляет 830 HV.

Результаты испытаний на изнашивание в условиях сухого трения скольжения свидетельствуют, что сталь ВНС32-ВИ в паре трения со сталью ШХ15-ШД обладает относительно низким коэффициентом трения (µ ≈ 0,4) при испытаниях по схеме «стержень–диск» и скоростью изнашивания на 15–20 % меньше по сравнению со скоростью изнашивания стали 95Х18-Ш, испытанной при тех же условиях. Анализ результатов испытаний стали ВНС32-ВИ в паре трения с оксидной керамикой ZrO₂ позволил установить более высокое значение коэффициента трения (µ ≈ 1,17), большее время приработки, однако скорость изнашивания оказалась в 6 раз меньше по сравнению с парой трения «сталь–сталь». Такие результаты, по-видимому, связаны с высокими стабильностью и твердостью δ-феррита как структурной составляющей.