Введение

Развитие современных конструкционных материалов, направленное на обеспечение требуемых характеристик перспективных изделий, начинает приближаться к пределу своих возможностей [1–5]. Это связано с тем, что достаточно подробно изучены процессы взаимодействия легирующих элементов с материалом матрицы. Как следствие, технологии разработки новых систем легирования практически исчерпали свой потенциал. Кроме того, сформировавшееся перспективное направление по разработке сплавов с высокой степенью энтропии имеет ограничения. Несмотря на уникальный комплекс свойств, такие сплавы характеризуются термической нестабильностью, сложностью и высокой стоимостью получения полуфабрикатов [6–9].

Для повышения уровня характеристик конструкционных материалов зачастую применяется термическая обработка и ее комбинированные варианты. В тех случаях, когда эксплуатационное воздействие приходится только на поверхность, проводят ее модификацию (поверхностную термическую и химико-термическую обработку, механическое воздействие), а также наносят различные покрытия. Такие методы позволяют повысить жаростойкость, коррозионную стойкость, триботехнические характеристики и другие свойства материалов [10–14].

Одними из перспективных конструкционных материалов на основе железа являются высокоазотистые экономно- и комплекснолегированные конструкционные и коррозионностойкие стали. В ряде работ [15–20] показано, что по сравнению с углеродистыми конструкционными сталями высокоазотистые обладают более высоким уровнем пластических характеристик, а также могут эффективно работать в условиях сухого трения скольжения, обладая меньшим коэффициентом трения и аустенитной структурой с высокой склонностью к деформационному упрочнению.

Получение полуфабрикатов из высокоазотистых сталей сопряжено с рядом трудностей, в частности с низкой растворимостью азота в железной матрице при выплавке в условиях атмосферного давления. Для повышения растворимости сталь легируют такими элементами, как Cr, Mn, V, W, Mo, а также проводят выплавку или переплав при избыточном давлении в среде азота. В результате последующей обработки остается много обрезков и неликвидного материала, который не рекомендуется повторно использовать при выплавке с целью исключения кипения расплава.

Благодаря положительным триботехническим качествам высокоазотистые стали можно применять в качестве покрытия, обладающего более высокой износостойкостью по сравнению с материалом подложки. При этом стоимость такого покрытия будет достаточно низкая.

В качестве одного из перспективных методов получения покрытий на основе высокоазотистых сталей является электроискровое легирование [21–23]. В основе этого метода лежит процесс микродуговой сварки, в результате которой происходит массоперенос электрода на поверхность подложки. Это обеспечивает подложке свойства, характерные для материала электрода. Для электроискрового легирования не требуется разработки специализированных электродов, а мобильность и технологичность метода позволяют наносить покрытие практически на любые поверхности.

В рамках данной работы исследованы возможности применения высокоазотистых сталей в качестве материала покрытия для повышения триботехнических характеристик сталей перлитного класса.

Материалы и методы

Выплавку экономнолегированной высокопрочной высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V проводили методом вакуумной индукционной выплавки шихтовой заготовки, которую впоследствии переплавляли методом электрошлакового переплава под давлением азота 30 ат (3 МПа). Основную концентрацию азота 0,13 % (по массе), превышающую равновесную на 0,05 % (по массе), обеспечивали путем введения при электрошлаковом переплаве под давлением азотсодержащих шихтовых материалов, таких как азотированный феррохром ФХН-10.

Для формирования покрытия из экономнолегированной высокопрочной высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V методом электроискрового легирования изготовлен электрод Ø5×20 мм. Покрытие наносили на подложку из конструкционной низколегированной стали 30ХГСН2А.

Содержание азота в электроде и формируемом покрытии определяли в соответствии с ГОСТ 17745–90 «Стали и сплавы. Методы определения газов» с применением метода восстановительного плавления образца в токе гелия.

Металлографическое исследование структуры электроискрового покрытия проводили методом световой микроскопии на оптическом конфокальном инвертированном микроскопе при увеличении ×500. Для качественного выявления структуры покрытия на металлографических шлифах проводили электролитическое травление в 10%-ном растворе щавелевой кислоты в дистиллированной воде.

Толщину покрытия определяли по изображениям микроструктуры путем расчета занимаемой площади относительно общей площади исследуемого участка, твердость ‒ методом Виккерса с нагрузкой 1 кг (~10 Н) с применением микротвердомера в соответствии с ГОСТ 2999–75. Ввиду высокой пористости покрытия твердость также оценивали на поперечном шлифе при нагрузке 25 г (0,025 Н).

Для исследования износостойкости покрытия в паре трения со сталью ШХ15-ШД проведены испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения на трибометре по схеме «шарик–диск». Скорость скольжения образца относительно контртела составила V = 0,2 м/с, нагрузка на шарик F = 10 H. В качестве контртела использовали шарик радиусом R_ш = 3 мм c твердостью 940 HV. Длина трека скольжения составила l = 44 мм, путь трения L = 0,5 м. Количественную оценку износостойкости при испытаниях на изнашивание в условиях сухого трения скольжения осуществляли по удельной интенсивности изнашивания образца W (мм³/(Н·м)), которую рассчитывали по формуле

                                                               (1)

где l – длина трека скольжения, мм; b, h – ширина и глубина дорожки износа, мм; L – путь трения, м; F – нагрузка, Н.

Удельную интенсивность изнашивания контртела из стали ШХ15-ШД W_к (мм³/(Н·м)) рассчитывали по формуле

                                                       (2)

где h_c – толщина изношенного сегмента шарика, мм; R_ш – радиус шарика, мм.

Толщина изношенного сегмента шарика определяется по формуле

                                                   (3)

где D_п – диаметр пятна износа, мм.

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

Результаты и обсуждение

В зависимости от режима (силы рабочего тока и тока короткого замыкания) формируется разная толщина исходного покрытия. Для экономнолегированной высокопрочной высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V изменение «мягкого» режима на «грубый» приводит к увеличению толщины покрытия с 5 до 20 мкм. Зависимость толщины покрытия от силы рабочего тока имеет линейный характер (рис. 1).

Рис. 1. Зависимость толщины формируемого покрытия из высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V от силы рабочего тока

При электроискровом легировании возможно достижение тонких слоев за один проход, а само покрытие может обладать достаточно большой пористостью. Изучено влияние количества проходов при максимальной силе рабочего тока на толщину формируемого покрытия (рис. 2).

Рис. 2. Зависимость толщины формируемого покрытия из высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V от количества слоев, нанесенных при максимальной силе рабочего тока

Анализ результатов показывает, что при изменении количества слоев с 1 до 4 общая толщина покрытия увеличивается с 18 до 34,5 мкм. Нанесение пятого слоя приводит к уменьшению общей толщины покрытия. В свою очередь это накладывает граничные условия нанесения покрытия: попытка получить покрытие толщиной >30 мкм приводит к его эрозии и уменьшению его толщины до 22 мкм при гальваническом взаимодействии во время короткого замыкания электрода на поверхности.

Металлографические исследования образцов показали, что микроструктура состоит из белого слоя формируемого покрытия, диффузионной зоны перераспределения легирующих элементов и зоны основного металла подложки (рис. 3). Покрытие представляет собой литую дендритную структуру с высокой степенью искажения, не поддающуюся значительному травлению.

Рис. 3. Микроструктура образца с электроискровым покрытием на основе высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V: 1 – покрытие, 2 – переходная зона, 3 – подложка

В соответствии с законом Сивертса для обеспечения концентраций азота в твердом растворе выше предела растворимости необходимо создать избыточное давление над поверхностью формируемой ванны жидкого расплава. При нанесении покрытия методом электроискрового легирования за счет короткого замыкания электрода на поверхности подложки последовательно реализуются переход в жидкое состояние и ускоренная кристаллизация металла электрода при скорости охлаждения ≥10³ °С/с в зависимости от температуры материала подложки. Вследствие этого концентрация азота может не снизиться.

Для определения концентрации азота в формируемом покрытии разработана следующая методика:

– берут тонкий лист из стали химического состава, аналогичного составу подложки. Использован лист толщиной 0,3 мм из стали 30ХГСА;

– покрытие наносят с двух сторон при наибольшей силе рабочего тока. В рамках данной работы для корректного определения без реализации процесса эрозии использовали 3 слоя покрытия;

– концентрацию азота [N] (% (по массе)) в покрытии рассчитывают по формуле

                                         (4)

где C_Nисход – содержание азота в листе без покрытия, % (по массе); C_Nобщ – содержание азота в листе с покрытием, % (по массе); Н_об – толщина образца с покрытием, мкм; Н_п – общая толщина покрытия, мкм; V_пор – объемная доля пор в покрытии, %.

Установлено (рис. 4), что концентрация азота в электроде, превышающая равновесное содержание и составляющая 0,130 % (по массе), снизилась до равновесного содержания 0,077 % (по массе). Можно сделать вывод, что для обеспечения исходной концентрации азота нужно проводить процесс под давлением защитного газа (преимущественно азота ‒ для обеспечения градиента концентраций).

Рис. 4. Сравнение концентрации азота в электроде и в покрытии на основе высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V

Средняя твердость полученного покрытия составляет 710 HV. При этом образец из экономнолегированной высокопрочной высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V после закалки и низкого отпуска обладает твердостью 610 HV, т. е. твердость увеличилась на 15 %.

Результаты измерения микротвердости покрытия на микрошлифе представлены на рис. 5. Ввиду пористости покрытия формируется широкий разброс значений микротвердости, средняя величина которой не зависит от количества нанесенных слоев.

Рис. 5. Зависимость микротвердости покрытия на основе высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V от количества слоев

В работах [17, 18] показано, что высоколегированная высокопрочная высокоазотистая сталь системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V после закалки и низкого отпуска обладает высокой износостойкостью. Формирование покрытия на основе этой стали обеспечивает более высокие значения твердости, что может привести к повышению износостойкости поверхности изделия.

Испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения позволили выявить (рис. 6), что увеличение количества слоев с 1 до 3 приводит к повышению интенсивности изнашивания на 32 и 67 % для образца и контртела соответственно. Предположительно такой характер зависимости свидетельствует о выкрашивании с поверхности покрытия и последующем попадании частиц в зону трибоконтакта, в результате чего происходит абразивное изнашивание. Следует отметить, что каждое последующее нанесение также приводит к увеличению остаточных растягивающих напряжений, которые также негативно сказываются на износостойкости покрытия.

Рис. 6. Влияние количества слоев на интенсивность изнашивания покрытия на основе высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V (□) и контртела из стали ШХ15-ШД (○)

Увеличение количества слоев до 4 привело к снижению интенсивности изнашивания на 15 и 25 % для образца и контртела соответственно, что может быть связано с процессом «залечивания» дефектов в покрытии при нанесении. Как следствие, интенсивность протекания процесса абразивного изнашивания снижается.

Увеличение количества слоев до 5 вызвало уменьшение толщины покрытия вследствие реализации процесса взаимной эрозии покрытия и электрода при замыкающем контакте. Помимо эрозии, в покрытии могли сформироваться дополнительные дефекты, несплошности и остаточные растягивающие напряжения, что привело к увеличению интенсивности изнашивания образца на 67 % по сравнению с однослойным покрытием. Интенсивность изнашивания контртела также повысилась, но не так значительно, как при трехслойном покрытии: показатель увеличился на 53 % по сравнению со значениями, полученными при фрикционном взаимодействии с образцом с однослойным покрытием.

Для подтверждения работоспособности покрытия проведен сравнительный анализ результатов испытаний на изнашивание в условиях сухого трения исследуемого покрытия, экономнолегированной высокопрочной высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V и материала подложки – стали 30ХГСН2А (рис. 7). По сравнению с высокоазотистой сталью покрытие на ее основе позволило снизить интенсивность изнашивания образца на 89 %, а по сравнению с материалом подложки – более чем в 3 раза.

Рис. 7. Сравнение интенсивности изнашивания высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V, покрытия на ее основе и стали 30ХГСН2А

Заключения

Для повышения уровня характеристик конструкционных материалов с целью обеспечения работы в жестких условиях эксплуатации применяют термическую обработку и ее комбинированные варианты, а также модификации поверхности и нанесение различных покрытий.

Благодаря триботехническим качествам высокоазотистые стали могут использоваться в качестве покрытия, что позволяет повысить износостойкость материала подложки. При этом стоимость такого покрытия будет достаточно низкой. Для нанесения покрытий на основе высокоазотистых сталей одним из наиболее технологичных методов является электроискровое легирование.

В рамках проведенных исследований сделаны следующие выводы:

– предельная толщина покрытия на основе экономнолегированной высокопрочной высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V составляет 34,5 мкм, что достигается путем последовательного нанесения 4 слоев при максимальной силе рабочего тока. Дальнейшее увеличение количества слоев приводило к эрозии покрытия и уменьшению его толщины до 22 мкм при гальваническом взаимодействии во время короткого замыкания электрода на поверхности;

– несмотря на высокую скорость кристаллизации, в процессе нанесения покрытия из высокоазотистой стали сверхравновесная концентрация азота изменяется на равновесную. В случае высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V концентрация азота снизилась с 0,13 % (по массе) в электроде до 0,077 % (по массе) в покрытии, что соответствует пределу равновесного содержания при нормальных условиях;

– твердость покрытия из высокоазотистой стали выше на 15 % по сравнению с образцами после упрочняющей обработки, изготовленными из нее;

– увеличение количества слоев с 1 до 3 приводит к повышению интенсивности изнашивания на 32 и 67 % для образца и контртела соответственно, что свидетельствует о выкрашивании с поверхности покрытия и последующем попадании частиц в зону трибоконтакта, в результате чего происходит абразивное изнашивание;

– по сравнению с высокоазотистой сталью покрытие на ее основе имеет интенсивность изнашивания на 89 % ниже, а по сравнению с материалом подложки (сталь 30ХГСН2А) после упрочняющей термической обработки – более чем в 3 раза ниже.

Применение экономнолегированной высокопрочной высокоазотистой стали системы легирования Fe–C–Cr–Mn–Mo–Ni–V в качестве покрытия, полученного методом электроискрового легирования, позволяет повысить триботехнические характеристики материала подложки. При этом в качестве материалов электродов могут выступать отходные части полуфабрикатов.