Полный текст

Введение Разрушение деталей машин во многих случаях начинается с поверхностных слоев. Детали машин, работающие в контакте с жидкостью, такие как гидротурбины, клапаны, крыльчатки насосов и корабельные винты, подвергаются своеобразному разрушению поверхностных слоев - кавитационной эрозии. Эрозия поверхностных слоев снижает эффективность и долговечность деталей машин [1, 2]. Источником разрушения является многократный разрыв жидкости вблизи поверхности детали. Разрыв жидкости вызывает ударные волны и высокоскоростные микроструи. Такое воздействие разрыва жидкости приводит к износу поверхности металла и образованию мелких полостей [3-5]. Величина давления за счет кавитационного воздействия может превышать 1500 МПа [6, 7], а скорость микроструй жидкости превышает 120 м/с [8-10]. Таким образом, кавитационно-эрозионное разрушение возникает из-за циклического кавитационного нагружения, которое приводит к пластической деформации и образованию усталостных трещин на поверхности детали и в конечном итоге к удалению материала [11, 12]. Стабильно-аустенитные стали широко используются для защиты против кавитации, например в гидравлическом оборудовании. Одной из наиболее эффективных в этом отношении является сталь AISI 316L [13]. Нанесение защитных слоев наплавкой/напылением является важным способом повышения стойкости деталей против кавитационной эрозии [14, 15]. В качестве наплавочных материалов для получения слоев, стойких против кавитации, перспективно применение сталей со структурой метастабильного аустенита (МСА). В этих сталях при интенсивном нагружении реализуется синергетический микротрип-эффект вследствие «мартенситной сверхпластичности» в момент протекания регулируемого мартенситного превращения при охлаждении сварных швов или в процессе приложения значительных внешних нагрузок [16, 17]. Это сопровождается следующими синергетическими эффектами: - рост твердости вследствие увеличения доли мартенситной фазы в структуре; - релаксация микронапряжений в поверхностных слоях, поскольку энергия внешней нагрузки, которая воздействует на поверхность, рассеивается вследствие микротрип-эффекта деформационного превращения метастабильного аустенита в мартенсит в процессе испытания или эксплуатации; - снижение напряжений в сварном шве вследствие структурных превращений. Вследствие указанных эффектов у металла с МСА-структурой, подвергающегося внешним воздействиям, наблюдается значительное повышение свойств за счет реализации внутреннего ресурса самого материала. При этом мартенситное превращение происходит с крайне высокой скоростью - порядка 10-7 с [18]. Это быстрее примерно на порядок, чем время самых динамичных внешних механических воздействий. а б в Рис. 1. Подготовка образца для кавитационных испытаний: а - подготовка наплавленного слоя (1 - подложка, сталь AISI 316L; 2 - наплавленный слой, 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti; выполнен в три прохода); б - чертеж образца; в - фото испытуемого образца Оценка внешних нагрузок, соответствующих началу образования мартенсита деформации в метастабильно-аустенитной стали 50Н9X5, показала, что значение порогового уровня увеличивается от 1000 до 2500 МПа при увеличении исходного количества мартенсита от 15 до 75 %. При напряжениях, превышающих пороговое значение, количество деформационного мартенсита линейно возрастает с ростом напряжений [19]. Этот уровень нагрузок соответствует значениям давления, возникающего при кавитации, более 1500 МПа, как показано ранее. Метастабильные аустенитные стали (MAS) являются подходящими материалами, выдерживающими различные механические нагрузки [20]. Некоторые сплавы на основе Fe, такие как Fe-Cr-C [21], Fe-Mn-Cr-Si [22] и Fe-Cr-Ni-C [23], эффективно используются в различных областях применения для уменьшения кавитационного разрушения. Применение разработанных авторами экономно-легированных порошковых проволок базовой системы легирования Fe-Cr-С позволяет получать сваркой/наплавкой/напылением защитные слои с МСА-структурой, которые успешно противостоят механическим нагрузкам высокого уровня [20, 24]. Целью данного исследования является сравнение стойкости против кавитационной эрозии стали AISI 316L и наплавленного слоя метастабильной стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti. Методика Материалы и процесс Образцы для кавитационных испытаний были подготовлены из стали 316L (химический состав, мас. %, по данным изготовителя: C ≤ 0,03; Cr - 16,5…18,0; Ni - 10,0…13,0; Mo - 2,0…2,5; Mn ≤ 0,03; P ≤ 0,045; S ≤ 0,03; N ≤ 0,1; остальное Fe) без наплавки и с наплавкой порошковой проволокой Æ1,6 мм из метастабильной аустенитной стали (химический состав, мас. %, по данным изготовителя: C - 0,6; Cr - 8,0; Al - 1,5; Ti - 1,0; остальное Fe). Размеры образцов соответствовали требованиям стандарта ASTM G32-10 по испытаниям на кавитационную эрозию1. Вид образцов для испытаний представлен на рис. 1. Наплавку выполняли сваркой вольфрамовым электродом в среде инертного газа (TIG), установка Шторм-LORCH («Шторм», Россия), на подложке из стали AISI 316L. Наплавку проводили при токе 90-110 А, напряжении 12 В и скорости подачи аргона 12-15 л/мин. Поверхности шлифовали наждачной бумагой, алмазной пастой и электролитическим травлением в 10 % CrO3 при 1 В в течение 10 с (для стали AISI 316L) и в H3PO4 + Cr3O при 4 В и 2 А в течение 60 с (для наплавленного слоя из стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti). После наплавки образцы шлифовали до толщины слоя 4 ± 0,5 мм. Изношенные поверхности исследуемых образцов наблюдали с помощью оптического микроскопа Alltami МЕТ 1С (Россия) и сканирующего электронного микроскопа Tescan VEGA II XMU (SEM) (Tescan, Чехия). Рентгеноструктурный анализ (РСА) выполнен с помощью дифрактометра Shimadzu XRD-7000 (Shimadzu, Япония). Условия съемки: излучение - CuKa, графитовый монохроматор, угловой диапазон 2θ = 30°…115°, тип съемки - пошаговый, шаг сканирования - 0,04°, экспозиция - 3 с. Кавитационные испытания Для оценки кавитационной эрозии образцов использовали оригинальную установку (рис. 2). Рис. 2. Схема разработанной установки для испытаний на кавитацию [25]: 1 - ультразвуковой генератор; 2 - ультразвуковой преобразователь; 3 - зонд (волновод); 4 - испытуемый образец; 5 - сопло; 6 - контейнер; 7 - основание; 8 - подвижный стол; 9, 12, 15 - шланги; 10 - накопительный контейнер для жидкости; 11 - насос; 13 - напорный бак рабочей жидкости; 14 - клапан управления потоком жидкости; 16 - контроллер; h - зазор (1-3 мм); H - высота бака (~1 м) Испытания проводили в водной среде с применением ультразвукового генератора мощностью 500 Вт, частотой 20 ± 0,1 кГц и амплитудой 55 ± 3 мкм, на образец подавали напряжение 12 В для ускорения кавитационных испытаний. Общее время испытания на кавитационную стойкость составило 300 мин с разделением на несколько периодов. Износ оценивали по потере массы образцов с помощью аналитических весов ВЛР-200 с погрешностью 0,5 мг. Перед каждым взвешиванием образцы промывали в ацетоне и сушили горячим воздухом в течение 30 с. Результаты и обсуждение Кавитационная стойкость Измерение износа показало, что стойкость против кавитационной эрозии у наплавленного слоя примерно в 10 раз выше, чем у стали AISI 316L (рис. 3). Изучение поверхности до испытания на кавитацию Анализ причин различия стойкости против кавитационной эрозии был выполнен на основе изучения структуры и фазового состава изучаемых материалов. На рис. 4 показана структура стали AISI 316L (см. рис. 4, а) и наплавленного слоя метастабильной стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti (см. рис. 4, б). Время воздействия, мин Рис. 3. Стойкость против кавитационной эрозии стали AISI 316L и наплавленного слоя стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti: сталь AISI 316L; наплавленный слой Результаты РСА показали, что в исходном состоянии образцы имели преимущественно аустенитную структуру (структура стали 316 состояла из аустенита (g-Fe 97,4 %) и мартенсита (a-Fe 2,6 %), а образец стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti имел структуру 69 % аустенита и 31 % мартенсита и небольшое количество карбидов ((М2С + М23С6) ~ 3 %). а б Рис. 4. Оптические изображения структуры поверхности образцов: а - сталь AISI 316L (1 - двойники отжига); б - наплавленный слой из стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti Изучение поверхности после испытания на кавитацию На рис. 5 показаны LOM/SEM-изображения изношенных поверхностей для стали AISI 316L (см. рис. 5, а, б) и наплавленного слоя из стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti (см. рис. 5, в, г). Сравнение результатов оптических изображений до и после 60 мин кавитационного воздействия стали AISI 316L (см. рис. 4, а, рис. 5, а) показало, что, если в исходном состоянии образец имел однородную структуру поверхности, состоящую из полиэдрических зерен аустенита с двойниками отжига, в процессе кавитации начиналась эрозия на границах зерен, представляющих слабые места в структуре, и поверхность образца становилась более шероховатой (см. рис. 5, а). После завершения испытаний (300 мин) на поверхности не осталось неизношенных участков (см. рис. 5, б). Это соответствует известным результатам, указывающим, что пластичные материалы обладают способностью подвергаться локальной пластической деформации в виде усталостного разрушения под действием кавитации [26]. По оптическому изображению поверхности наплавленного слоя стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti после испытаний (см. рис. 5, в) хорошо видно, что поверхность была менее повреждена по сравнению с поверхностью исходного образца (см. рис. 4, б). а б в г Рис. 5. Изношенные поверхности образцов, наблюдаемые после кавитации с помощью LOM (а, в) и SEM (б, г) для стали AISI 316L (а - 60 мин; б - 300 мин) и наплав- ленного слоя стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti (в, г - 300 мин) Это свидетельствует о более высокой стойкости против кавитационной эрозии по сравнению со сталью AISI 316L. Для оценки состояния поверхности двух образцов после кавитационных испытаний SEM-изображения показывают, что вся поверхность стали AISI 316L была разрушена и на поверхности отчетливо видны кратеры с тонкими перемычками между ними (см. рис. 5, б), в то время как на поверхности образца стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti зерна и их границы можно легко распознать, поверхность была значительно менее разрушена и на ней присутствуют только отдельные кратеры (см. рис. 5, г). Превосходное сопротивление кавитационной эрозии наплавленного слоя стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti можно объяснить тем, что фазовое превращение метастабильной аустенитной стали (γ-ά), происходящее во время воздействия процесса кавитации, приводит к повышению прочности поверхности металла по сравнению со сталью AISI 316L. Сравнение результатов РСА до и после кавитационного воздействия показало, что в процессе кавитационного воздействия большая часть аустенита при микроударном нагружении на рабочей поверхности превратилась в мартенсит (в сумме количество мартенсита охлаждения и мартенсита деформации составило 73 %, при сохранении 23 % остаточного аустенита), что способствовало увеличению степени упрочнения рабочей поверхности образцов. Это приводит к улучшению поверхностных свойств материала из-за образования мартенсита в микрообъемах рабочей поверхности при микроударном кавитационном нагружении [26, 27]. Результаты исследования показывают, что при кавитационном воздействии на наплавленный металл из стали 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti уровень удельных нагрузок достаточен для образования мартенсита деформации. Протекающие синэргетические эффекты позволяют данной стали противостоять этому виду изнашивания значительно лучше в сравнении с характерным материалом для кавитационностойких применений - аустенитной сталью 316L. Выводы 1. Стойкость против кавитационной эрозии наплавленных слоев из порошковой проволоки вида 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti на порядок выше по сравнению со сталью AISI 316L. 2. Исследования показали, что высокая кавитационная стойкость наплавленных слоев из порошковой проволоки вида 8,0Cr-0,6С-1,5Al-Ti обусловлена формированием структуры метастабильного аустенита, который при кавитационном воздействии преобразуется в мартенсит деформации. Последний вследствие синергетических эффектов успешно противостоит кавитационной эрозии.

Об авторах

Ю. С Коробов

Институт физики металлов им. М.Н. Михеева Уральского отделения РАН; Уральский федеральный университет им. первого Президента России Б.Н. Ельцина

Х. Л Алван

Уральский федеральный университет им. первого Президента России Б.Н. Ельцина; Технологический университет

М. А Филиппов

Уральский федеральный университет им. первого Президента России Б.Н. Ельцина

В. И Шумяков

Уральский федеральный университет им. первого Президента России Б.Н. Ельцина

Н. Н Соболева

Уральский федеральный университет им. первого Президента России Б.Н. Ельцина; Институт машиноведения Уральского отделения РАН

В. А Сирош

Институт физики металлов им. М.Н. Михеева Уральского отделения РАН

С. Х Эстемирова

Уральский федеральный университет им. первого Президента России Б.Н. Ельцина; Институт металлургии Уральского отделения РАН

А. В Макаров

Институт физики металлов им. М.Н. Михеева Уральского отделения РАН; Уральский федеральный университет им. первого Президента России Б.Н. Ельцина; Институт машиноведения Уральского отделения РАН

Список литературы

Статистика

Просмотры

Аннотация - 72

PDF (Russian) - 26

Ссылки

• Ссылки не определены.