Введение

В современном машиностроении постоянно растут требования, предъявляемые к уровню свойств материалов новых высоконагруженных агрегатов, содержащих подвижные механизмы. Возникновение механических воздействий, которые сопровождаются высокими контактными нагрузками, повышением коэффициента трения при высоких скоростях и выдавливании смазочного материала из зоны контакта, приводит к реализации механизмов разрушения, связанных с интенсивным изнашиванием и контактной усталостью. Для сопротивления вышеуказанным воздействиям и сохранения размерной стабильности работающих изделий современные конструкционные материалы должны обладать высокими прочностными характеристиками, твердостью, износостойкостью и контактной выносливостью [1–6].

Для обеспечения требований по свойствам при конструировании агрегатов используют углеродистые легированные стали. В связи с высоким содержанием углерода, а также развитой системой легирования после термической обработки в структуре данных сталей могут формироваться крупные избыточные фазы остроугольной морфологии, а также крупноигольчатый мартенсит, которые в совокупности могут способствовать снижению прочностных характеристик, износостойкости и контактной выносливости, а также снижению ресурса изделия.

Для снижения негативного влияния остроугольной морфологии структурных составляющих, вызывающих повышение уровня остаточных напряжений после упрочняющей обработки и во время механического воздействия при работе деталей в паре трения, применяют дополнительные методы обработки поверхности: химико-термическую обработку, нанесение покрытий, поверхностно-пластическую деформацию и т. д. В машиностроении наиболее распространенными методами для повышения износостойкости и контактной выносливости являются цементация, азотирование и комбинированные методы обработки [7–9].

Модифицирование поверхности путем введения углерода и формирования диффузионного слоя различной протяженности дает возможность повысить твердость поверхности, износостойкость и контактную выносливость. Газовые методы насыщения поверхности углеродом при цементации сопровождаются рядом трудностей: необходимо регулировать углеродный потенциал в насыщаемой атмосфере для исключения формирования карбидной сетки, а также контролировать поступление кислорода для исключения формирования окисленных участков в структуре диффузионного слоя. Применение вакуумной цементации позволяет исключить данные технологические факторы, однако требует дорогостоящего оборудования. В обоих случаях требуется введение дополнительного контроля для оценки толщины диффузионного слоя и концентрации углерода в нем.

Поверхностное насыщение сталей азотом позволяет получить диффузионные слои с более высокими значениями твердости и низкими значениями коэффициента сухого трения скольжения, что дает преимущество перед цементацией [10, 11]. Однако проведение технологического процесса также связано с рядом трудностей по регулированию азотного потенциала в атмосфере и исключению формирования дефектов в диффузионном слое (темной составляющей). Основным негативным фактором при проведении азотирования является продолжительность технологического процесса, который может продолжаться от 8 ч и достигать порядка 48 и 96 ч для получения требуемых толщин диффузионных слоев. Для повышения диффузионной активности азота процесс азотирования чаще всего проводят на заключительной стадии при температурах ˃500 °С, в связи с чем для данного процесса используются улучшаемые стали с температурой заключительного отпуска выше, чем температура при азотировании.

В рамках «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» в НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ ведутся разработки новых сталей, в которых углерод и дорогостоящие легирующие элементы, такие как Ni, Mo, W, V, Nb, Co, частично заменяются азотом [1, 12–15]. Введение азота в высоких (сверхравновесных) концентрациях позволяет достичь высокого уровня прочности с сохранением высокого уровня пластичности за счет образования мелкоигольчатого мартенсита, насыщенного углеродом и азотом, и мелкодисперсных избыточных фаз (карбонитридов размером <3 мкм) различной стехиометрии [13, 16–18]. Однако влияние сверхравновесного содержания азота на уровень триботехнических характеристик остается малоизученной областью. Поэтому целью данной работы является изучение влияния температуры закалки на формирование структуры, фазового состава, твердости и триботехнических характеристик образцов из экономнолегированной стали мартенситного класса со сверхравновесным содержанием азота.

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

Материалы и методы

В качестве объекта исследования использовали экономнолегированную сталь мартенситного класса системы легирования Cr–Ni–Mn–Mo–V со сверхравновесным содержанием азота. Термическая обработка стали состояла из закалки с различных температур в диапазоне от (Ас₃ – 50) до (Ас₃ + 250) °С и заключительного низкого отпуска для сохранения полученных свойств после закалки и снятия остаточных напряжений. Общее содержание легирующих элементов составило ~5 % (по массе), содержание хрома 2,8 % (по массе), азота 0,17 % (по массе).

Металлографические исследования микроструктуры стали проводили на оптическом микроскопе Olympus GX-51 при увеличении ×500; исследование структурных составляющих ‒ 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 рентгеноспектрального микроанализа с применением программного обеспечения AZtec. Анализ легирующих элементов проводили путем сканирования поверхности с исследованием энергодисперсионных спектров химическогонаэлемента в поверхности.

Определение фазового состава экономнолегированной конструкционной стали мартенситного класса со сверхравновесным содержанием азота проводили методами магнитного и рентгеноструктурного анализа. Магнитный метод включал в себя определение намагниченности насыщения методом Штеблейна с прохождением образцов размером 10×10×50 мм между индукционными катушками с использованием установки баллистического типа. Полученные данные с гальванометра пересчитывали в намагниченность насыщения, по которой определяли содержание мартенситной фазы в образцах.

Рентгеновскую съемку для определения аустенита и мартенсита в структуре стали выполняли на дифрактометре Emperyan с вертикально расположенным гониометром высокого разрешения модульной конструкции в Cu K_α-излучении. Расшифровку дифрактограмм проводили с применением встроенного программного обеспечения по общепринятым методикам.

Дюрометрические исследования твердости проводили на твердомере Durascan 20 при нагрузке 10 Н. Для исследования трибологических характеристик использовали универсальный трибометр Nanovea T50. Испытание на изнашивание в условиях сухого трения скольжения осуществляли по схеме «стержень–диск» со скоростью взаимного перемещения образца относительно контртела 0,1 м/с. В качестве контртела использовали термически обработанный шарик из стали ШХ15-ШД диаметром 6 мм с твердостью 940 HV. К контртелу прикладывали нагрузку в 10 Н. С помощью программного обеспечения регистрировали кинематику изменения сухого трения скольжения. По результатам испытаний определяли скорость изнашивания, по которой можно оценить износостойкость исследуемых образцов. Для расчета скорости изнашивания использовали следующую формулу [3]:

W = s · l/P · L,

где W – скорость изнашивания образца, мм³/(Н·м); l – длина окружности дорожки износа, мм; s – площадь сечения канавки износа, мм²; P– нагрузка, Н; L – путь трения, м.

Измерение геометрических параметров дорожки скольжения (ширину дорожки скольжения и глубину износа) производили с помощью лазерного микроскопа Olympus Lext 510.

Результаты и обсуждение

После горячей обработки давлением прутки из стали медленно охлаждали с использованием термостата. Замедленное охлаждение приводит к выделению и скоплению избыточных карбонитридных фаз по границам зерен. Микроструктура экономнолегированной конструкционной стали со сверхравновесным содержанием азота после такой термической обработки состоит из мартенсита с твердостью ~650 HV (рис. 1). Результаты исследования образцов с использованием термического анализа позволили установить интервал температур перехода α → γ (температуры Ас₁ иАс₃), который составил 650–850 °С, что является типичным для конструкционных сталей подобной системы легирования.

Рис. 1. Микроструктура (×500) прутка экономнолегированной конструкционной стали мартенситного класса после отжига

Для исследование микроструктуры, фазового состава, твердости и триботехнических характеристик выбрана начальная температура закалки (Ас₃ – 50) °С c последующим ее увеличением на 100 °С. По результатам металлографических исследований с применением оптической микроскопии установлено, что с увеличением температуры закалки происходит увеличение размера зерна и снижается дисперсность мартенситной структуры (рис. 2). Размер зерна при температурах закалки (Ас₃ – 50) и (Ас₃ + 50) °С составляет 50–60 мкм, при температурах (Ас₃ + 150) и (Ас₃ + 250) °С: 60–80 мкм.

Для определения стехиометрического состава карбонитридной фазы проведено исследование на электронном микроскопе с применением картирования энергодисперсионных спектров. По результатам исследований обнаружены нитриды (V, Cr)N размерами ~(2–5) мкм, а также мелкодисперсные карбонитриды Сr₂(C, N), легированные ванадием, размер которых составил ~(200–500) нм (рис. 3).

Рис. 2. Микроструктура (×500) прутка экономнолегированной конструкционной стали мартенситного класса после закалки с температуры: а – (Ас₃ – 50) °С; б – (Ас₃ + 50) °С;
в – (Ас₃ + 150) °С; г – (Ас₃ + 250) °С

Рис. 3. Изображение микроструктуры (а) и энергодисперсионные спектры химических элементов ванадия (б), хрома (в), азота (г) и углерода (д) в экономнолегированной конструкционной стали мартенситного класса после термической обработки

По результатам исследования фазового состава с применением магнитного анализа установлено (рис. 4):

‒ что с увеличением температуры закалки объемная доля мартенситной фазы в структуре стали увеличивается;

‒ при температуре закалки (Ас₃ + 150) °С происходит резкое снижение объемного содержания мартенситной фазы на 5 % по сравнение с предыдущей температурой закалки.

Рис. 4. Изменение содержания магнитной фазы в зависимости от температуры закалки экономнолегированной конструкционной стали мартенситного класса со сверхравновесным содержанием азота

Увеличение объемного содержания аустенита связано с растворением γ-стабилизирующих легирующих элементов в матрице. Для подтверждения данного эффекта дополнительно методом рентгенофазового анализа определен фазовый состав. Анализ полученных дифрактограм позволил подтвердить увеличение содержания мартенсита и снижение аустенита в структуре стали с увеличением температуры закалки, однако снижение содержания мартенсита при температуре закалки (Ас₃ + 150) °С зафиксировать не удалось (рис. 5). При детальном анализе дифракционного пика α (110) дифрактограммы при температуре закалки (Ас₃ + 50) °С видно его расщепление вблизи основания, что свидетельствует об увеличении содержания аустенита (рис. 5, б). При температуре закалки (Ас₃ + 150) °С помимо того, что расщепление данного дифракционного пика исчезает, происходит исчезновение пика γ (002). Совокупность данных явлений свидетельствует о том, что изменение соотношения α-γ-фазового состава происходит внутри температурного интервала (Ас₃ + 50)–(Ас₃ + 150) °С. В связи с этим проведены дополнительные исследования в данном температурном интервале при температурах (Ас₃ + 100) и (Ас₃ + 125) °С.

Результаты анализа дифрактограмм образцов, закаленных с температур (Ас₃ + 100) и (Ас₃ + 125) °С, подтвердили увеличение содержание аустенита и образование дополнительного дифракционного пика γ (111) (рис. 6). Увеличение температуры закалки до (Ас₃ + 125) °С привело к образованию ярко выраженного дифракционного пика, что подтверждает результаты измерения намагниченности насыщения образцов.

Рис. 5. Дифрактограммы экономно легированной конструкционной стали мартенситного класса со сверхравновесным содержанием азота при закалке с температуры: а – (Ас₃ – 50) °С;
б – (Ас₃ + 50) °С; в – (Ас₃ + 150) °С; г – (Ас₃ + 250) °С

Рис. 6. Дифрактограммы экономнолегированной конструкционной стали мартенситного класса со сверхравновесным содержанием азота при закалке с температуры: а – (Ас₃ + 100) °С; б – (Ас₃ + 125) °С

В большинстве случаев для обеспечения высокой износостойкости конструкционных сталей необходимо достичь высокой твердости поверхности. По результатам дюрометрических исследований установлено, что с увеличением температуры закалки практически линейно увеличивается твердость экономнолегированной конструкционной стали со сверхравновесным содержанием азота (рис. 7). При температурах закалки (Ас₃ + 50), (Ас₃ + 100) и (Ас₃ + 125) °С твердость практически не изменяется, в то время как содержание мартенситной фазы уменьшается, что связано с одновременным протеканием двух процессов: растворением в матрице легирующих элементов, повышением твердости мартенситной структуры и стабилизацией аустенита, в результате чего твердость снижается.

Рис. 7. Зависимость твердость от температуры закалки экономнолегированной конструкционной стали со сверхравновесным содержанием азота

При проведении анализа научно-технической литературы [19–21] установлено, что введение сверхравновесных концентраций азота способствует повышению износостойкости. Углеродистые стали подобной системы легирования нередко используются в узлах трибосопряжений, показывая положительный результат.

Испытания на изнашивание в условиях сухого трения скольжения экономнолегированной конструкционной стали со сверхравновесным содержанием азота позволили установить, что в зависимости от температуры закалки сталь имеет различные коэффициенты трения в связи с тем, что данный показатель относится к структурно-чувствительным величинам (рис. 8). Наилучшим показателем в данной выборке испытаний являлась закалка с температур (Ас₃ + 100) и (Ас₃ + 125) °С, у этих образцов средние значения коэффициента сухого трения скольжения относительно всего времени испытания составили 0,38 и 0,52 соответственно. Предположительно это связано с началом формирования между иглами мартенсита тонких прослоек аустенита, насыщенного одновременно азотом и углеродом, который и способствует снижению коэффициента сухого трения скольжения.

Исследования износостойкости показали, что наименьшей скоростью изнашивания также обладают образцы после закалки с температур (Ас₃ + 100) и (Ас₃ + 125) °С (рис. 9). По сравнению с образцами, закаленными с температуры (Ас₃ + 250) °С и обладающими средней твердостью 710 HV, образцы, закаленные с температур (Ас₃ + 100) и (Ас₃ + 125) °С и обладающие средней твердостью ~650 HV, имеют скорость изнашивания соответственно в 4 и 1,7 раза меньше. Такое снижение скорости изнашивания связано с значительным снижением коэффициента трения во время работы пары трения. Аналогичный результат получен и на контртеле: скорость его изнашивания является минимальной при температуре закалки образца (Ас₃ + 100) °С по сравнению с остальными (рис. 10). Однако скорость изнашивания контртела при температуре закалки образца (Ас₃ + 250) °С не является максимальной, что связано с высокой хрупкостью получаемой мартенситной структуры, которая в процессе взаимодействия пары трения ведет к выкрашиванию образца.

Рис. 8. Кинетика изменения коэффициента трения экономнолегированной конструкционной стали со сверхравновесным содержанием азота во времени в зависимости от температуры
закалки

Рис. 9. Зависимость скорости изнашивания образцов из экономнолегированной конструкционной стали со сверхравновесным содержанием азота от температуры закалки

Рис. 10. Зависимость скорости изнашивания контрел из стали ШХ15-ШД в зависимости от температуры закалки образцов

Заключения

Экономнолегированные конструкционные стали со сверхравновесным содержанием азота являются перспективными материалами для различных областей машиностроения. Благодаря введению сверхравновесных концентраций азота формируются мелкодисперсные мартенсит и избыточные фазы, обеспечивающие высокий уровень прочностных характеристик без значительного снижения пластичности. Одной из перспективных областей применения данных сталей являются высоконагруженные детали, работающие в условиях экстремальных нагрузок при высоких уровнях интенсивного изнашивания и контактной усталости.

По результатам металлографических исследований установлено, что с увеличением температуры закалки с (Ас₃ – 50) до (Ас₃ + 250) °С происходит увеличение размера зерна и снижается дисперсность мартенситной структуры. Анализ результатов измерения фазового состава магнитным методом и с применением рентгеноструктурного анализа позволил установить, что с увеличением температуры закалки увеличивается количество мартенсита, за исключением температурного интервала от (Ас₃ + 100) до (Ас₃ + 125) °С, в котором происходит увеличение содержания аустенита. Дюрометрические исследования показали, что на всем температурном интервале от (Ас₃ – 50) до (Ас₃ + 250) °С происходит увеличение твердости. В температурном интервале от (Ас₃ + 50) до (Ас₃ +125) °С твердость практически не изменяется из-за двух противоборствующих процессов: увеличение твердости мартенситной структуры и содержания аустенита.

Результаты испытаний на изнашивание в условиях сухого трения скольжения позволили установить, что образцы, закаленные с температуры (Ас₃ + 100) °С, обладают наименьшей скоростью изнашивания и меньше всего изнашивают контртело из стали мартенситного класса ШХ15-ШД в результате снижения сухого трения скольжения пары трения.