Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Анализ конструктивных особенностей, технологии производства, условий эксплуатации и эксплуатационных повреждений зубчатых колес центрального привода авиационных ГТД 10
1.1. Конструкция редукторов центрального привода ГТД 10
1.2. Напряжённо-деформированное состояние зубчатых венцов конических зубчатых колес 10
1.3. Материалы, термическая обработка и химикотермическое упрочнение поверхности зубчатых колёс 117
1.4. Последовательность технологических операций изготовления зубчатых колес для авиационных ГТД .21
1.5. Особенности эксплуатации редукторов центрального привода авиационных ГТД и основные виды повреждений зубчатых колёс 26
1.6. Сопротивление зубчатых колес усталости .36
1.7. Зарождение трещин при циклическом деформировании 39
1.8. Фрактографический анализ 44
ГЛАВА 2. Материалы и методы исследований 51
2.1. Объекты исследований 51
2.2. Методы исследований 52
ГЛАВА 3. Исследования эксплуатационных разрушений и повреждений зубчатых колес авиационных ГТД 56
3.1 Фрактографический анализ 56
3.2 Исследование эвольвентных поверхностей зубчатых колес 63
3.3 Микроструктурный анализ и оценка качества материала зубчатых колес 65
3.4 Моделирование усталостного разрушения 69
3.5 Исследование механизма разрушения стали 20Х3МВФ со структурой отпущенного мартенсита и деформированного феррита .77
ГЛАВА 4. Разработка метода усталостных испытаний в диапазоне значений коэффициента асимметрии цикла нагружения от R=3,0 до R=0,5 .82
4.1 Механические испытания образцов стали 20Х3МВФ после ТО и ХТО+ТО .93
4.2 Фрактографический анализ усталостного разрушения образцов стали 20Х3МВФ после ТО и ХТО+ТО 100
ГЛАВА 5. Исследование влияния состояния поверхности образцов из стали 20Х3МВФ после ХТО на усталостную прочность в условиях циклического растяжения 106
5.1 Исследование микроструктуры упрочненного слоя и основного материала образцов стали 20Х3МВФ 108
5.2 Определение глубины упрочненного слоя .108
5.3 Определение остаточных напряжений на поверхности рабочей зоны образцов для механических испытаний .109
5.4 Определение модуля упругости, прочностных и пластических характеристик стали 20Х3МВФ после ТО и ХТО+ТО .110
5.5 Определение усталостной прочности образцов из стали 20Х3МВФ после ТО и ХТО+ТО в условиях циклического растяжения с коэффициентом асимметрии цикла нагружения R = 0,5 .111
5.6 Фрактографическое исследование усталостного разрушения образцов стали 20Х3МВФ после ХТО+ТО .115
Результаты исследований 125
Выводы .127
Список публикаций по теме диссертации 130
Список литературы
- Последовательность технологических операций изготовления зубчатых колес для авиационных ГТД
- Методы исследований
- Микроструктурный анализ и оценка качества материала зубчатых колес
- Фрактографический анализ усталостного разрушения образцов стали 20Х3МВФ после ТО и ХТО+ТО
Последовательность технологических операций изготовления зубчатых колес для авиационных ГТД
Сталь для зубчатых колес должна обладать свойствами материала, который хорошо обрабатывается резанием. Поэтому особое значение приобретает выбор правильного режима предварительной термической обработки заготовок или штамповок для зубчатых колес.
Прочность и надежность в работе таких сложнонагруженных деталей как зубчатые колеса, обеспечиваются, в основном, прочностью материала, вследствие чего к сталям, применяемым для изготовления зубчатых колес, предъявляются повышенные требования. Выбор материала зубчатых колес напрямую зависит от назначения передачи и условий ее работы. Для производства зубчатых колес, применяемых в авиации, основными материалами являются стали, подвергаемые сложной химико-термической обработке (цементация, закалка, обработка холодом, отпуск и т.д.), в результате которой твердость поверхности достигает 60 НRС, а сердцевины 34-44 НRС [18-22].
Для ответственных зубчатых колес, подвергаемых ХТО (цементации и нитроцементации), оптимальная структура для обеспечения хорошей обработки резанием представляет собой пластинчатый перлит и феррит. Полосчатая ферритно-перлитная структура недопустима в тех случаях, когда ширина ферритных полос превышает 50 мкм [6, 23, 24]. Сталь не должна быть склонна к перегреву, к чрезмерному насыщению поверхности углеродом при цементации, углеродом и азотом при нитроцементации и обладать минимальной деформацией в процессе высокотемпературных нагревов. Для обеспечения требуемой работоспособности цементуемых деталей устанавливают оптимальную глубину цементованного слоя. В большинстве случаев для высоконапряженных шестерен глубина слоя принимается равной 0,2... 0,3 модуля шестерни, но не менее 0,5... 0,6 мм.
За общую глубину слоя принимают сумму заэвтектоидной, эвтектоидной и половину переходной зон. В случае затруднений при определении глубины слоя рекомендуется применять метод замера микротвердости по Виккерсу HV при нагрузке 1 Н (100 г) на микрошлифе [25-27]. За глубину слоя принимается зона, содержащая свыше 0,4% С с минимальной твердостью после закалки и низкого отпуска HV 500.
Для обеспечения высокой контактной выносливости и износостойкости поверхности твердость цементуемой стали должна быть HRC 60. При чрезмерно высоких значениях поверхностной твердости (HRC 63) возрастает опасность хрупкого разрушения цементованных деталей [28-30].
Твердость сердцевины должна составлять HRC 30...42. При дальнейшем увеличении твердости и прочностных характеристик сердцевины (В 1300 МПа) ухудшается обрабатываемость деталей резанием и снижается предел выносливости цементуемой стали, что обусловлено уменьшением сопротивления хрупкому разрушению, а также неблагоприятным изменением эпюры остаточных напряжений.
Для высоконапряженных деталей оптимальной структурой цементованного слоя является мелкодисперсный мартенсит и глобулярные карбиды, залегающие на глубину (0,10...0,25) мм.
Присутствие в цементованном слое грубой карбидной сетки или крупных карбидов в виде глобулей является дефектом цементации и термической обработки. Дефектом микроструктуры является также наличие в слое значительного количества остаточного аустенита ( 15%). Такой слой обладает пониженной износостойкостью и контактной выносливостью. Не допускается зона внутреннего окисления ( 30 мкм) в цементованном слое и «темная составляющая» в нитроцементованном, так как эти дефекты снижают контактную и изгибную выносливость сталей [31, 32].
Оптимальная структура сердцевины — малоуглеродистый мартенсит или бейнит. Феррит в сердцевине не допускается, так как при наличии феррита даже при твердости HRC 30 предел изгибной выносливости снижается приблизительно на 15%. Высокая работоспособность деталей определяется оптимальной концентра цией углерода в слое при цементации и суммой углерода и азота при нитроцементации. Для зубчатых колес из конструкционных сталей типа I2X2H4A с высокими контактными напряжениями оптимальная концентрация углерода составляет 0,9... 1,2%, для деталей из теплопрочных сталей типа 20ХЗМВФА — 1,2... 1,5%. Максимальные значения контактной долговечности нитроцементованной стали 20Х3МВФА обеспечиваются при концентрации углерода 1,0... 1,1%, азота 0,3... 0,4% [33].
Для авиационных зубчатых передач применяют легированные хромоникеле-вые марки сталей. В зарубежной практике получили распространение стали 3310, 33 10Н, Е9310 и другие. В США для зубчатых колес нашла применение сталь Е9310 (типа стали 12Х2Н4А), дополнительно легированная молибденом (0,08...0,3%) для повышения прокаливаемости и уменьшения величины зерна.
Зубчатые колеса, работающие при более высоких температурах, следует изготавливать из теплопрочных сталей, легированных такими карбидообразующими элементами, как вольфрам, молибден, ванадий и другие, повышающими устойчивость мартенсита отпуска. Стали 12Х2НВФА, 20Х3МВФА, 16Х3НВФМБ и 13Х3НВМ2Ф обеспечивают заданную твердость (ИКС 59) цементованного слоя при рабочих температурах 220...400 С.
Для зубчатых пар, валов, обойм подшипников и других деталей с рабочей температурой до 300 С используется сталь 20Х3МВФА. Для высоконапряженных зубчатых пар и деталей трения, разогревающихся в местах контакта до 350... 400 С, рекомендованы теплопрочные цементуемые стали марок 16Х3НВФМБ и 13Х3НВМ2Ф. Для уменьшения склонности к пересыщению углеродом, стали дополнительно легированы кремнием и никелем. Введение небольшого количества ниобия способствует измельчению зерна и упрочнению твердого раствора [34-36].
Методы исследований
В настоящей работе исследованы зубчатые колеса редукторов авиационных ГТД, разрушившиеся в процессе эксплуатации, а также образцы для моделирования механизмов разрушения и механических испытаний, фрактографических и микроструктурных исследований из цементуемых сталей 20Х3МВФ (ЭИ415) и 16Х3НВФМБ (ВКС-5, ДИ39). В представленной работе были использованы высокопрочные стали 30ХГСА и 40ХН2МА для проведения механических испытаний, фрактографических и микроструктурных исследований. Химический состав и механические свойства исследуемых сталей после стандартных режимов ТО приведены в таблицах 2.1 и 2.2.
Химический анализ сталей проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 7565-81, ГОСТ 22536.0 - ГОСТ 22536.9, ГОСТ 27809, ГОСТ 12359, ГОСТ Р 54153-2010, или другими методами по точности, не уступающими стандартным. Оптикоэмиссионный спектральный анализ состава сталей проводили с использованием спектрометра ARL 4460. Газовый анализ проводили на приборах CS-600 и RHEN-602.
Микроструктурный анализ был осуществлен на оптическом микроскопе DM IRM и конфокальном сканирующем лазерном микроскопе LEXT OLS3000 согласно требованиям ГОСТ 8233-56 и ГОСТ 1778-70. Глубину нитроцементованного слоя определяли на поперечном шлифе по изменению микротвердости по шкале HV. За эффективную глубину нитроцементованного слоя согласно ПИ 1.2.669-2003 принимали расстояние от поверхности (край шлифа) до точки на поверхности шлифа, в которой величина твердости снижается до 500 HV (рис. 2.1).
Металлографические исследования высокого разрешения и фрактографический анализ осуществлялись на растровом электронном микроскопе (РЭМ) JSM-6490LV согласно требованиям ММ 1.2.033 – 2004, ММ 1.2.041 – 2005, ММ 1.2.071 – 2006. Рентгеноспектральный микроанализ (РСМА) был проведен с использованием энергодисперсионного спектрометра INCAx-sight, установленного на РЭМ JSM-6490LV в соответствии с требованиями ММ 1.595-17-155-2002 и СТО 1-595-17-437-2014. Величину микроискажений кристаллической решетки феррита м, и размер областей когерентного рассеяния (ОКР), D определяли методом рентгеноструктурного фазового анализа (РСФА) на рентгеновском дифрактометре D/MAX–2500 в CuK- излучении с использованием специализированной программы Jade5 и базы данных PDF2 в соответствии с ММ 1.595-17-225-2004. Величину остаточных напряжений на рабочей поверхности образцов в окончательно готовом состоянии измеряли на рентгеновской установке XSTRESS3000 в CrK- излучении в соответствии с инструкцией И 066.112-2010 и ММ «Неразрушающий контроль ОН в натурных поликристаллических деталях». Для расчета напряжений использовали величину модуля упругости 211 ГПа и величину коэффициента Пуассона 0,3. Определение твердости HRC проводили на твердомере ТК-2, определение микротвердости HV проводили на микротвердомере VMHT согласно требованиям ГОСТ 9013-59 и ГОСТ 9450-76.
Определение ударной вязкости KCU и KCТ выполнили на копре PH300-CHV согласно требованиям ГОСТ 9454-78.
Определение прочностных и пластических характеристик при комнатной температуре выполнили на электромеханической испытательной машине LFMZ 250 kN согласно требованиям ГОСТ 1497-84. Испытания образцов в условиях циклического осевого растяжения проводили на резонансной электродинамической установке RUMUL TESTTRONIC 100 при частоте нагружения F=100 Гц и величине коэффициента асимметрии цикла нагружения R=0,5 на базе N=106 циклов согласно требованиям ГОСТ 25.502-79. Моделирование многоциклового усталостного разрушения образцов сталей выполнили на резонансной испытательной машине CRACKTRONIC при высокочастотном нагружении на базе N=106 циклов в условиях поперечного изгиба образца с контролем изгибающего момента М согласно разработанному стандарту организации СТО 1-595-17-467-2015 «Метод проведения испытаний на многоцикловую усталость образцов металлических материалов с упрочненной поверхностью и функциональными покрытиями при нормальной температуре».
Расчет напряженно-деформированного состояния конструкционной стали в зоне концентратора напряжений проводился программным комплексом ANSYS R15.0 с использованием конечно-элементного метода. Капиллярный люминесцентный контроль поверхности разрушенных шестерен выполнили методом ЛЮМ33-ОВ с I уровнем чувствительности по ГОСТ 18442-80.
Газовую нитроцементацию зубчатых колес и образцов для исследований проводили на технологическом оборудовании в серийном производственном цикле.
Вакуумную цементацию образцов из стали 20Х3МВФ для отработки методики испытаний проводили на установке Ipsen FRVOQ.
Термическую обработку зубчатых колес и образцов для исследований из стали 20Х3МВФ проводили на технологическом оборудовании ОАО «ПМЗ» и установке Ipsen VUTK 524 по режиму: аустенитизация при температуре 910 оС в течение 30 минут, закалка в потоке сжатого азота, обработка холодом при температуре -60 оС в течение 4 часов, отпуск при температуре 300 оС в течение 3 часов. Автор выражает благодарность Павлову Д.А., Терехину А.М., Наприенко С.А., Автаеву В.В., Окуневой Н.В. и Журавлёвой П.Л. за участие и помощь в изготовлении образцов, проведении испытаний и исследований: - изготовление, термическая и химико-термическая обработка образцов для испытаний (Павлов Д.А., Терехин А.М., Наприенко С.А.); - проведение механических испытаний образцов, расчет их напряженно-деформированного состояния методом конечных элементов, разработка стандарта организации СТО «Методика проведения испытаний на многоцикловую усталость образцов металлических материалов с упрочненной поверхностью и функциональными покрытиями при нормальной температуре» (Автаев В.В., Наприенко С.А.);
Микроструктурный анализ и оценка качества материала зубчатых колес
При микроисследованиях в изломе образцов, испытанных в условиях симметричного цикла нагружения и циклического растяжения, наблюдаются четко различимые усталостные бороздки и микронадрывы, ориентированные параллельно фронту развития усталостной трещины (рис. 3.14 а, б).
Усталостное разрушение стали 20Х3МВФ в условиях циклического сжатия сопровождается формированием ручьистого микрорельефа с фасетками, отражающими микроструктуру низкоуглеродистого мартенсита (рис. 3.14 в, г). С увеличением асимметрии цикла нагружения в усталостном изломе появляются зернограгничные фасетки исходного аустенитного зерна (рис. 3.14 д, е). На поверхности излома формируются складки рельефа, ориентированные вдоль направления развития трещины (рис. 3.14 в, стрелки).
Статическое разрушение стали 20Х3МВФ представлено террасами фасеток квазискола, характерными для разрушения конструкционных сталей со структурой феррита, бейнита и низкоуглеродистого мартенсита.
В результате выполненных исследований, сочетающих моделирование усталостного разрушения в условиях циклического растяжения и сжатия с фрактографическим анализом методом РЭМ, установлено, что зарождение и развитие усталостных трещин в межзубцовых впадинах конических зубчатых колес центрального привода из стали 20Х3МВФ имеет признаки действия циклических сжимающих нагрузок, действующих на стадии запуска ГТД.
Присутствие в доломе конических зубчатых колес участков квазискола свидетельствует о возможности повышения их конструктивной прочности за счет оптимизации тонкой структуры стали, позволяющей реализовать вязкий ямочный механизм разрушения стали в сочетании в более высокими прочностными характеристиками.
Исследование механизма разрушения стали 20Х3МВФ со структурой отпущенного мартенсита и деформированного феррита Как показали фрактографические исследования эксплуатационных разрушений зубчатых колес редуктора центрального привода ГТД из стали 20Х3МВФ, зоны статического долома содержат значительное количество участков квазискола, характерных для разрушения феррита и бейнита.
Как было отмечены выше, энергоемкость процесса разрушения бейнита по механизму квазискола существенно уступает энергоемкости вязкого ямочного механизма разрушения мартенсита отпуска комплексно легированных среднеуглеродистых сталей при одинаковых прочностных характеристиках. Фрактографический анализ механизмов разрушения сталей в различном структурном состоянии в сопоставлении с характеристиками прочности, пластичности и энергоемкости процесса разрушения показывает, что разрушение по механизму квазискола существенно снижает конструкционную прочность сталей. В связи с этим, задача повышения работоспособности зубчатых колес редуктора центрального привода ГТД может быть решена путем исключения квазихрупкого механизма разрушения конструкционных сталей. Согласно представлениям, развиваемым профессором С.И. Кишкиной [97, 145], снижение порога хладноломкости стали (температуры вязко-хрупкого перехода) может вызвать применение холодной пластической деформации, повышающей плотность дислокаций, препятствующей реализации механизма квазискола по кристаллографическим плоскостям плотной упаковки.
Для проверки этих представлений были выполнены исследования структуры, механизма разрушения и механических характеристик стали 20Х3МВФ со структурой отпущенного мартенсита и феррита с различной степенью пластической деформации. Величина холодной пластической деформации заготовок образцов стали 20Х3МВФ со структурой феррита, результаты определения ударной вязкости KCU, KCТ, значения твердости HV, величина микроискажений кристаллической решетки и размеры областей когерентного рассеяния рентгеновского излучения (ОКР) в сопоставлении с характеристиками стали со структурой отпущенного мартенсита представлены в таблице 3.6.
Установлено, что для стали 20Х3МВФ проблема снижения порога хладноломкости феррита не может быть решена применением пластической деформации в пределах значений до д = 32 %. Показано, что при статическом нагружении основным механизмом разрушения стали 20Х3МВФ со структурой отпущенного мартенсита и феррита является транскристаллитный квазискол (рис. 3.15).
Исследование зоны усталостного развития трещин в образцах, испытанных на КСТ показал, что механизм усталостного разрушения феррита стали 20Х3МВФ с различной величиной холодной пластической деформации также остается неизменным и соответствует усталостному механизму разрушения стали со структурой отпущенного мартенсита.
Фрактографический анализ усталостного разрушения образцов стали 20Х3МВФ после ТО и ХТО+ТО
Для исследования влияния эффекта ХТО, уровня шероховатости и остаточных напряжений после механической обработки на усталостную прочность образцов из стали 20Х3МВФ в условиях циклического растяжения с коэффициентом асимметрии цикла нагружения R=0,5, были выполнены испытания и исследования образцов, прошедших технологический цикл обработки зубчатых колес по технологическому маршруту, представленному в главе 1 по различным вариантам.
Материалом образцов для исследований для испытаний на многоцикловую усталость по ГОСТ 25.502-79 и для испытаний на растяжение по ГОСТ 1497 использовали сталь 20Х3МВФ в виде заготовки 90 мм, по химическому составу соответствующую требованиям нормативной документации.
Перед механической обработкой заготовки образцов для испытаний, вырезанные из прутка 90 мм в долевом направлении, прошли предварительную ТО по режиму: закалка в масло после нагрева при температуре 950 ± 10 оС в течение 30 минут и отпуск при температуре 650 оС в течение 2 часов. Образцы были разделены на пять групп для последующей механической обработки, ХТО и ТО по различным технологическим маршрутам производства зубчатых колес (таблица 5.1).
Образцы для испытаний на растяжение по ГОСТ 1497 и на МнЦУ по ГОСТ 25.502-79 изготавливали с цилиндрической рабочей частью 7,5 мм, длиной рабочей зоны 37,5 мм и резьбовыми головками М16.
Испытания образцов, изготовленных по различным технологическим маршрутам, представленным в таблице 5.1, проводили в условиях циклического осевого растяжения на резонансной электродинамической установке RUMUL TESTTRONIC 100 при частоте нагружения F=100 Гц и величине коэффициента асимметрии цикла нагружения R=0,5 на базе N=106 циклов.
Определение усталостной прочности проводили при ступенчатом повышении амплитуды циклической нагрузки после отработки образцом заданной базы N=106 циклов. За величину усталостной прочности, согласно ГОСТ 25.502-79, принимали величину максимальной амплитудной нагрузки 0,5, при которой образцы одной партии отработали по 106 циклов нагружения без разрушения.
Результаты исследований микроструктуры поверхностного слоя, упрочненного методом ХТО, и центральной зоны образцов из стали 20Х3МВФ методами ОМ и РЭМ показали, что для партий 2–5 микроструктура упрочненного слоя идентична, представлена мелкодисперсным (бесструктурным) мартенситом и мелкими карбидами (рис. 5.1 а-в), что соответствует требованиям ПИ 1.2.669 2003. Микроструктура центральной зоны образцов представлена малоуглеродистым мартенситом отпуска (рис. 5.1 г). 5.2 Определение глубины упрочненного слоя Исследования проводили на поперечном шлифе. Глубину нитроцементованного слоя определяли по изменению микротвердости по шкале HV. За эффективную глубину нитроцементованного слоя принимали расстояние от поверхности (край шлифа) до точки на поверхности шлифа, в которой величина твердости снижается до 500 HV. По результатам измерений глубина нитроцементованного слоя исследованных образцов составляет 0,8 - 1,2 мм, что соответствует требованиям производственной инструкции ФГУП «ВИАМ» ПИ 1.2.669-2003 и требованиям чертежа (0,6 – 1,2 мм).
Анализ остаточных поверхностных напряжений испытанных партий образцов из стали 20Х3МВФ методом рентгеноструктурного анализа показал, что после выполнения операций ХТО и ТО величина осевых напряжений близка к нулю (-30…+30 МПа), а величина окружных растягивающих напряжений составляет +70…+150 МПа. Пневмоабразивная обработка поверхности образцов приводит к возникновению осевых сжимающих напряжений в пределах -560…-750 МПа и окружных сжимающих напряжений в пределах -730±770 МПа. Операция шлифования поверхности образцов из стали 20Х3МВФ после операции ТО также приводит к возникновению осевых поверхностных сжимающих напряжений в пределах -350…-540 МПа и окружных сжимающих напряжений в пределах -250…-290 МПа.
Результаты механических испытаний по ГОСТ 1497 образцов с различным состоянием поверхности рабочей зоны (табл. 5.1) и твердость центральной зоны приведены в таблице 5.2. Диаграммы испытаний образцов представлены на рис. 5.2.
В результате испытаний образцов на растяжение установлено, что упрочнение поверхности образцов методом ХТО не приводит к изменению величины модуля упругости Е и значительно снижает пластические свойства стали 20Х3МВФ.