Введение

Для эффективной работы тяжелонагруженных элементов подвижных механизмов в условиях экстремальных нагрузок (контактная деформация, совмещенная с температурным воздействием) требуются материалы с высокими механическими и триботехническими характеристиками [1–5]. Для обеспечения конкурентоспособности готового изделия немаловажное значение должна иметь стоимость материала, однако не всегда этот параметр обеспечивается при конечной реализации.

Одними из наиболее подходящих материалов для обеспечения требований к тяжелонагруженным деталям являются сплавы на основе железа, сочетающие высокий комплекс характеристик, а также достаточно низкую стоимость [6–11].

Специализированные агрегаты могут применяться в качестве подвижных механизмов сложнопрофильных или тонкостенных изделий, ввиду чего для снижения коробления при термической обработке, а также для упрощения их изготовления необходимо использовать стареющие сплавы.

Один из показателей, по которому можно оценивать износостойкость материала, – твердость. При этом износостойкость является структурно-зависимой характеристикой и не всегда увеличение твердости приводит к снижению интенсивности изнашивания [12, 13].

Высокую твердость и износостойкость могут обеспечивать стареющие сплавы за счет формирования мелкодисперсных упрочняющих фаз в процессе старения. Стареющими сплавами на основе железа являются стали, относящиеся к мартенситостареющему и аустенитно-ферритному классам [14–18]. Однако для аустенитно-ферритного класса высокие значения твердости достигаются путем формирования в структуре охрупчивающей σ-фазы, которая в большинстве случаев приводит к негативному влиянию на показатель износостойкости. Мартенситостареющие стали системы Fe–Ni–Co–Mo–Ti лишены данного недостатка, однако обладают высокой стоимостью из-за дорогостоящих легирующих элементов. Благодаря мелкозернистой структуре, которая формируется при горячей обработке давлением и термической обработке, и выделению интерметаллидов Ме₃(Ti, Mo), МеTi, фаз Лавеса (Fe₂Mo) в структуре стали при старении никель-кобальтового мартенсита замещения твердость может достигать 58 HRC по шкале Роквелла [19–23].

Главными достоинствами мартенситостареющих сталей при высоком уровне прочностных и пластических характеристик являются сквозная прокаливаемость, отсутствие фазовых превращений при деформационном нагружении ввиду отсутствия метастабильной аустенитной структуры, а также возможность реализации элинварных свойств после полного цикла термической обработки.

В связи с вышеперечисленными достоинствами мартенситостареющих сталей данный класс материалов может использоваться для изготовления специальных пар трибосопряжения. Цель данной работы – исследование триботехнических характеристик мартенсито-стареющей стали 21НКМТ в зависимости от вида термической обработки для оценки возможности применения данного класса материалов в парах трения.

Материалы и методы

В качестве объектов исследования использовали образцы из мартенситостареющей стали 21НКМТ [24] системы Fe–Ni–Co–Mo–Ti, вырезанные из горячекатаного полуфабриката, полученного методом радиально-сдвиговой прокатки. Образцы представляли собой диски Ø30×7 мм. Исследования проводили на образцах после горячей пластической деформации, закалки с температуры Ас₃ + 100 °С и закалки, совмещенной со старением. Старение образцов проводили по типовым режимам для мартенситостареющих сталей в интервале температур 450–550 °С по следующим режимам:

– однократное старение для достижения высокой твердости;

– двукратное старение с достариванием на второй ступени;

– перестаривание с целью незначительного снижения твердости и оценки структурной зависимости триботехнических характеристик.

Металлографический анализ структур стали 21НКМТ после упрочняющей термической обработки проводили на оптическом инвертированном микроскопе при увеличении ×1000. Твердость HV₁ определяли по методу Виккерса с помощью твердомера при нагрузке 1 кг (10 Н) в соответствии с ГОСТ 2999–75. Твердость HRC определяли по методу Роквелла с помощью твердомера при нагрузке 150 кг (1500 Н) в соответствии с ГОСТ 9013–59.

Исследования триботехнических характеристик проводили в условиях сухого трения скольжения по схеме «шарик–диск» при линейной скорости перемещения образца относительно контртела ~0,18 м/с и нагрузке 10 Н с использованием трибометра. Контртелом являлся шарик диаметром 6 мм из хромистой стали ШХ15-ШД (аналог – сталь AISI 52100) твердостью 64 HRC. Для определения среднего значения и амплитуды колебаний коэффициента трения использовали график кинетики изменения коэффициента сухого трения скольжения при фрикционном взаимодействии образца и контртела. Интенсивность изнашивания W (мм³/(Н·м)) рассчитывали по формуле [13]

 W=l_s/PL

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

Износ объема поверхности контртела ∆V_шар рассчитывали по формуле

где  d – диаметр пятна износа, мм; r– радиус шарика, мм; h – толщина изношенного сегмента, мм.

Интенсивность изнашивания контртела W_контр рассчитывали по формуле, аналогичной формуле для образца:

 W_контр=ΔV_шар/PL

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

Результаты и обсуждение

Все исследуемые образцы изготовлены из прутка после радиально-сдвиговой прокатки в горячем состоянии с температуры аустенизации. Структура прутка после радиально-сдвиговой прокатки состоит из мелкозернистой структуры (рис. 1, а). Средний размер зерна при такой структуре составляет ~34 мкм.

Применение последующей закалки привело к укрупнению зеренной структуры и увеличению среднего размера зерна до 72 мкм (рис. 1, б). Дюрометрический анализ образцов показал, что увеличение зеренной структуры после закалки также способствовало снижению твердости на 12 % – с 344±6 до 308±8 HV.

Такое резкое укрупнение зерна может быть связано с рядом факторов:

– во время термической обработки в результате длительной выдержки при температуре закалки частично произошла собирательная рекристаллизация;

– вырезка образца произведена из сегмента прутка с изначально крупным зерном с последующим его ростом при термической обработке.

Рис. 1. Микроструктуры (×500) образцов из мартенситостарющей стали 21НКМТ после
радиально-сдвиговой прокатки (а) и последующей закалки (б)

Обеспечение высокой твердости у мартенситостареющих сталей реализуется за счет старения, в связи с чем проведены термическая обработка с классическим старением для сталей системы Fe–Ni–Co–Mo‒Ti, достаривание путем двукратного старения для получения более высоких значений твердости и перестаривание для оценки влияния снижения твердости на интенсивность изнашивания. Результаты исследования структуры с применением оптической микроскопии представлены на рис. 2. Сформированная мелкозернистая мартенситная структура также подтверждает, что образец после закалки вырезан с изначально крупной структурой. Однако в рамках данных исследований это не оказывает существенного влияния на определяемые характеристики.

Рис. 2. Микроструктуры (×500) образцов из мартенситостарющей стали 21НКМТ после
однократного старения (а), двукратного старения (б) и перестаривания (в)

Анализ изменения твердости образцов после радиально-сдвиговой прокатки, закалки и в зависимости от режима старения показал, что максимальная твердость 630±10 HV формируется при двукратном старении (рис. 3). Применение для данной стали классической обработки с однократным старением для достижения высокого комплекса механических характеристик обеспечило формирование твердости на 5 % меньше по сравнению с двукратным старением (595±4 HV), а перестаривание сопровождается коагуляцией упрочняющих фаз и реализацией (α→γ)-превращения, что приводит к снижению твердости на 10 % по сравнению с однократным старением и на 15 % по сравнению с двукратным старением (545±6 HV).

Для оценки износостойкости образцов из мартенситостареющей стали 21НКМТ проведены испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения. Анализ кинетики изменения коэффициента сухого трения скольжения при испытании позволил установить, что однофазная структура как в случае радиально-сдвиговой прокатки (1), так и в случае закалки (2) формирует достаточно стабильный коэффициент трения пары трибосопряжения (рис. 4, а). Применение старения для выделения интерметаллидов также реализует достаточно стабильный коэффициент трения, однако процесс перестаривания приводит к его дестабилизации (рис. 4, б). Предположительно это связано с протеканием (α→γ)-превращения, коагуляцией упрочняющих фаз и разупрочнением. Анализ среднего значения коэффициента трения, а также амплитуды колебания коэффициента трения также показывает, что при всех режимах, кроме перестаривания, все значения приблизительно равны, а перестаривание приводит к увеличению среднего коэффициента трения на 10 % и амплитуды колебаний – на 70 % (рис. 5).

Рис. 3. Твердость образцов из мартенситостареющей стали 21НКМТ после радиально-сдвиговой прокатки (1), закалки (2), однократного старения (3), двукратного старения (4) и перестаривания (5)

Рис. 4. Кинетика изменения коэффициента сухого трения скольжения контртела из стали ШХ15-ШД после упрочняющей обработки в паре трения со сталью 21НКМТ после радиально-сдвиговой прокатки (1), закалки (2), однократного старения (3), двукратного старения (4) и перестаривания (5)

Рис. 5. Среднее значение коэффициента сухого трения скольжения (а) и амплитуды колебания коэффициента трения (б) контртела из стали ШХ15-ШД после упрочняющей обработки в паре трения со сталью 21НКМТ после радиально-сдвиговой прокатки (1), закалки (2), однократного старения (3), двукратного старения (4) и перестаривания (5)

Анализ интенсивности изнашивания в условиях сухого трения скольжения образцов и контртела после испытаний позволил установить, что наименьшим показателем обладает образец, претерпевший однократное старение (рис. 6) Радиально-сдвиговая прокатка обладает интенсивностью изнашивания на 20 % меньше (1,41·10^–4 мм³/(Н·м)), чем образцы после закалки (1,72·10^–4 мм³/(Н·м)), что, по-видимому, связано с меньшим размером зерна и увеличенной плотностью дефектов по сравнению с закаленным образцом. Старение после закалки привело к снижению интенсивности изнашивания на 85 % (9,2·10^–5 мм³/(Н·м)), двукратное старение – на 39 % (1,24·10^-4 мм³/(Н·м)), перестаривание – на 65 % (1,04·10^–4 мм³/(Н·м)). Относительно однократного старения интенсивность изнашивания после двукратного старения и перестаривания увеличивает интенсивность изнашивания на 12–33 %. Несмотря на то что при двукратном старении достигается наибольшее повышение твердости, уменьшение интенсивности изнашивания среди упрочняющих обработок является наименьшим. По-видимому, это связано с чрезмерным упрочнением интерметаллидными фазами мартенситной матрицы, в результате чего происходит процесс микровыкрашивания поверхности, что также указывает на более высокую интенсивность изнашивания контртела по сравнению с другими процессами упрочнения.

Рис. 6. Интенсивность изнашивания контртела из стали ШХ15-ШД после упрочняющей обработки в паре трения со сталью 21НКМТ после радиально-сдвиговой прокатки (1), закалки (2), однократного старения (3), двукратного старения (4) и перестаривания (5)

При проведении сравнительного анализа интенсивности изнашивания относительно других марок сталей [13] – например, мартенситного и аустенитно-мартенситного классов – мартенситостареющая сталь марки 21НКМТ после закалки и однократного старения обладает меньшей интенсивностью изнашивания в 1,9–2,3 раза по сравнению со сталями ВНС30-Ш и ВНС72-Ш с твердостью 520–540 HV. В данном случае обеспечение меньшей интенсивности изнашивания реализуется за счет значительного растворения легирующих элементов в матрице и дальнейшего выделения мелкодисперсных упрочняющих интерметаллидных фаз, которые могут вносить значительный вклад в сопротивление контактно-деформационным нагрузкам. В случае сталей ВНС30-Ш и ВНС72-Ш упрочнение происходит за счет образования пересыщенного элементами внедрения и легирующими элементами мартенсита закалки, который является более напряженным и может претерпевать более интенсивное изнашивание при фрикционном взаимодействии.

В работах [13, 25–27] показано, что износостойкость как для сталей различных классов, так и для механизмов упрочнения является структурно-зависимой характеристикой и не полностью зависит от формируемой твердости образцов. Если рассматривать возможность применения мартенситостареющих сталей в тяжелонагруженных парах трения, то формируемая интенсивность изнашивания ниже, чем у сталей аустенитного класса, но выше, чем у сталей перлитного, аустенитно-мартенситного и мартенситного классов. Из-за высокой стоимости материала нецелесообразно использовать его в трибосопряжении для простых изделий, однако в случае изготовления крупногабаритной детали, в которой необходимо обеспечить высокий уровень прочностных и триботехнических характеристик пары трения с учетом высокой технологичности материала при изготовлении изделия, мартенситостареющие стали становятся незаменимым материалом.

Заключения

Разработка современных тяжелонагруженных агрегатов с целью улучшения технических характеристик конечных изделий сопровождается необходимостью использования более высокопрочных и технологичных материалов.

Для деталей и сложнопрофильных пар трибосопряжения, работающих в экстремальных условиях интенсивного изнашивания, требуется применение технологичных материалов с высокой износостойкостью. Высоким уровнем прочностных и пластических характеристик, сквозной прокаливаемостью, а также высокой технологичностью при изготовлении конечного изделия обладают мартенситостареющие стали, основным недостатком которых является высокая стоимость в связи с содержанием дорогостоящих легирующих элементов, таких как никель, кобальт и титан. После полного цикла термической обработки мартенситостареющие стали обладают достаточно высокой твердостью – не менее 52 HRC (>550 HV).

Для оценки возможности применения мартенситостареющих сталей в составе пары трибосопряжения исследованы образцы после горячей деформации и термической обработки. С помощью металлографического анализа образцов установлено, что закалка после горячей радиально-сдвиговой прокатки приводит к увеличению среднего размера зерна с 34 до 72 мкм. Структура при последующем старении включает мартенсит замещения и интерметаллидные упрочняющие фазы. Максимальной твердостью 630±10 HV обладают образцы после двукратного старения, однократное старение формирует твердость 595±4 HV, перестаривание: 545±6 HV.

Для оценки износостойкости образцов из мартенситостареющей стали 21НКМТ проведены испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения. По результатам испытаний установлено, что, несмотря на высокий показатель твердости, образцы после двукратного старения обладают интенсивностью изнашивания на 39 % меньше по сравнению с закаленными образцами с твердостью 308±8 HV. Наименьшая интенсивность изнашивания у образцов после однократного старения: 9,2·10^–5 мм³/(Н·м). Перестаривание мартенситной структуры приводит к снижению твердости на 15 %, в результате чего увеличивается интенсивность изнашивания образцов из мартенситостареющей стали 21НКМТ.

Сравнительный анализ интенсивности изнашивания с коррозионностойкими сталями марок ВНС30-Ш и ВНС72-Ш показал, что формирование мартенситной структуры, упрочненной интерметаллидными фазами, обеспечивает интенсивность изнашивания в 1,9–2,3 раза меньше по сравнению с более напряженным мартенситом, пересыщенным легирующими элементами внедрения.