CC BY
68
Использование хромомарганцевого чугуна, легированного азотом, для получения износостойких покрытий методом электронно-лучевой наплавки
Е.А. Иванова, Н.А. Наркевич1, Ю.П. Миронов1, С.И. Белюк1
Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия 1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634050, Россия
Высокий коэффициент деформационного упрочнения азотистого аустенита определил перспективность его использования в качестве основы (матрицы) при создании новых композиционных материалов и покрытий. В работе экспериментально исследованы структура, фазовый состав и свойства покрытия из хромомарганцевого чугуна, легированного азотом, а также зоны сплавления его с подложкой.
Nitrogen-doped chromium-manganese cast iron used to obtain wear-resistant coatings by electron-beam deposition
E.A. Ivanova, N.A. Narkevich1, Yu.P. Mironov1, and S.I. Belyuk1
Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia
Due to a high strain hardening coefficient the nitrogen austenite shows promise for its use as the base (matrix) when producing new composite materials and coatings. In the paper we study experimentally the structure, phase composition and properties of coatings of nitrogen-doped chromium-manganese cast iron as well as the fusion zone between the coating and substrate.
1. Введение
Среди материалов, обладающих высокой адгезионной и эрозионной износостойкостью, особое место занимают белые легированные чугуны с высоким содержанием хрома. Износостойкость этих чугунов зависит от содержания хрома и углерода, определяющих объемную долю твердых трехкомпонентных карбидов Fe-Cr-С [1]. Существенное влияние на износостойкость оказывает и фазовый состав матричной фазы. В зависимости от содержания Мо, №, Мп, дополнительно вводимых в высокохромистый чугун, и вида применяемой термообработки структура может быть ферритной с выделениями карбидов, а также аустенитной или мартенситной [1, 2]. Наряду с высокой износостойкостью определенные преимущества имеют хромомарганцевые чугуны с аустенитной основой, в частности повышенные ударную вязкость и предел прочности. Многочисленными исследованиями, в том числе авторами [3, 4], установлено, что легирование хромомарганцевого аустенита азотом снижает энергию дефекта упаковки и позволяет
существенно повысить предел текучести, коэффициент деформационного упрочнения и коррозионную стойкость. В связи с этим представляется перспективным использование аустенитной азотистой основы с карбидным упрочнением при создании антифрикционного материала с комплексом высоких механических свойств. Предпосылками для данного исследования послужили также работы авторов [5-7].
Наиболее экономичным способом повышения эксплуатационной стойкости деталей машин являются методы нанесения покрытий. Особое место среди методов получения покрытий занимают лазерная и электроннолучевая наплавка. Отличительной особенностью этих методов является то, что формирование структуры и свойств покрытий происходит в условиях высококонцентрированного нагрева, обеспечивающего большие скорости нагрева и охлаждения изделия. При этом интенсивность протекания физико-химических процессов как в покрытии, так и в зоне сплавления с подложкой определяется температурой в зоне действия электрон-
© Иванова Е.А., Наркевич H.A., Миронов Ю.П., Белюк С.И., 2006
ного пучка, теплофизическими свойствами материала подложки и габаритами наплавляемого изделия. Метод нанесения покрытий электронно-лучевой наплавкой имеет ряд преимуществ — высокую адгезионную прочность покрытий, низкую пористость, рафинирование от неметаллических включений в процессе формирования покрытий при относительно невысокой стоимости оборудования [8].
Целью данной работы является получение методом электронно-лучевой наплавки покрытия из хромомарганцевого чугуна, легированного азотом, исследование его структуры и свойств.
2. Материал и методики исследований
В работе исследованы структура, фазовый состав, свойства покрытия, сформированного электронно-лучевой наплавкой в вакуумной камере порошка состава: 20 % Сг, 20 % Мп, 1 % К, 4.2 % С, остальное Fe на нелегированную низкоуглеродистую сталь, содержащую 0.1 % С. Порошок готовился смешиванием высокоуглеродистого феррохрома, ферромарганца и азотированного феррохрома. Практически весь углерод и азот находились в связанном состоянии в виде Сг3С2, и
Сг2К Наплавленный слой формировался путем подачи порошка дисперсностью 100...300 мкм через дозатор в жидкометаллическую ванну, сформированную электронным пучком в подложке. Покрытие толщиной 6 мм наплавлялось за несколько проходов. При этом материал каждого предыдущего слоя претерпевает цикл термической обработки с нагревом и охлаждением, вызванными тепловым воздействием электронного пучка. Исследование структуры наплавленного покрытия, измерения микротвердости Иу и модуля нормальной упругости Е проводили на приборе NANOHARDNESS
TESTER. Величину упругого восстановления покрытий определяли по формуле, приведенной в [9]:
W = hmax ~ hf
e h
"max
Указанные характеристики определяли при вдавливании алмазного индентора с нагрузкой 20 г.
Фазовый состав покрытия определяли на дифрактометре ДРОН-4М послойно по стандартным методикам [10], перемещая его относительно рентгеновского излучения и контролируя положение по специальной метке на объектодержателе. Химический состав зоны сплавления и зон, примыкающих к ней со стороны покрытия и подложки, определяли методом электронной оже-спектроскопии при диаметре электронного пучка 5 и 30 мкм соответственно.
3. Результаты исследований и их обсуждение
Структура азотсодержащего покрытия, сформированного многослойной наплавкой, неоднородна по толщине (рис. 1, а—г).
Фазовый состав матрицы изменяется от феррита на поверхности до ферритно-мартенситно-аустенитной в середине и чисто аустенитной вблизи с зоной сплавления. Схематически это показано на рис. 2.
Прослойка покрытия, содержащая а-мартенсит (рис. 1, б), имеет повышенную твердость (HV = = 6 000 Mna) и на рентгенограмме проявилась в виде мартенситного дублета (рис. 3).
Кроме того, покрытие содержит твердые (HV = = 13 000 Mna) включения карбидов хрома Cr3C2, Cr7C3 и (Fe, Cr)7C3. Их объемная доля составляет 10...15 %. Высший карбид Cr3C2 надежно идентифицируется только в поверхностном слое покрытия вместе
Рис. 2. Схема изменения фазового состава покрытия по глубине
с карбидами Сг3С7 и (Бе, Сг)3С7. Послойный фазовый анализ показал, что внутри покрытия, толщиной 6 мм вследствие теплового воздействия электронного пучка высший карбид Сг3С2 полностью перешел в низший по характерной реакции:
7Сг3С2 ^ 3Сг7С3 + 5С.
Частично Сг7С3 насыщается железом, образуя карбид (Бе, Сг)7С3. Освободившиеся хром и углерод идут на образование твердого раствора. В слое покрытия, примыкающем к зоне сплавления, обнаруживается другой карбид Сг23С6, однако, основными упрочняющими фазами являются Сг7С3 и (Бе, Сг)7С3.
Рентгеноструктурный анализ не показал присутствия в покрытии нитридов хрома состава, соответствующего исходному, т.е. С^ и Сг2^ Однако по данным оже-спектроскопии содержание азота практически не изменяется по всей толщине покрытия и составляет ~ 1 % (рис. 4). Можно предположить, что в поверхностных слоях покрытия азот находится в сложных соединениях оксикарбонитридных фаз, идентифицировать которые оказалось затруднительно. Действительно, металлографическими исследованиями было установлено, что в поверхностных слоях сохраняется значительная часть
Рис. 4. Распределение химических элементов по толщине покрытия
частиц исходного наплавочного порошка (рис. 1, а). По мере приближения к зоне сплавления объемная доля этих частиц убывает вплоть до полного исчезновения (рис. 1, в, г). Таким образом, при многослойной электронно-лучевой наплавке происходит термоциклирова-ние предыдущих наплавленных слоев, в результате которого полностью растворяются частицы исходного наплавочного порошка. При этом азот и частично углерод переходят в твердый раствор и оказывают аустенитизи-рующее воздействие. Структура становится аустенит-ной с карбидными частицами (рис. 1, г и 2).
Анализ температурных полей [11] показал, что с увеличением количества наплавочных проходов увеличивается максимальная температура расплава в зоне действия электронного луча за счет подогрева подложки предыдущими проходами. Однако длительность теплового воздействия оказывается недостаточной для протекания диффузионных и фазовых превращений, формирующих однородную по фазовому составу структуру покрытия. Наиболее полно эти превращения протекают в слоях покрытия, формирующихся первым-вторым проходами за счет тепла, распространяющегося от наплавки электронным пучком последующих слоев. Послойный рентгеноструктурный анализ покрытия показал, что по мере перераспределения легирующих элементов между частицами исходного наплавочного порошка и матричной и карбидной фазами изменяются параметры решеток а-Бе и у-Бе (табл. 1).
Взаимодействие материала покрытия с подложкой происходит в условиях значительных температурных и концентрационных градиентов, что приводит к формированию переходной зоны или зоны сплавления, обладающей свойствами, отличающимися от свойств материалов покрытия и подложки. Сопоставление данных
Таблица 1
Параметры решеток твердых растворов а, нм
Рис. 3. Фрагменты рентгенограмм, снятых в нефильтрованном Со-излучении от поверхности покрытия (а) и на глубине 2.7...3 мм (б)
Фазы В покрытии на расстоянии от поверхности, мм В подложке
0 2 4 5.5
Ö CD РЦ 0.2882 0.2880 0.2869 — 0.2868
Fe Y 0.3600 0.3621 0.3625 0.3625 —
Е, ГПа
¡ к s 1в
340; X
У Q) 1 с; Покрытие
VA \
300 : r J \ с; \ с ■ 1
\ О V i lJ ¿
260- Подложка ■ - J
го i j
220- о со
-40 - о см • 1 С 1 1 1 1 1 1 ) 20 s, мкм
Рис. 5. Распределение микротвердости Ну (а), величины упругого восстановления Же (б) и модуля нормальной упругости Е (в), определенных при вдавливании алмазного индентора в зоне сплавления и примыкающих к ней областях
оже-спектроскопии о химическом составе зоны сплавления и приграничных областей (рис. 4) с данными рентгеноструктурного анализа и результатами определения микротвердости Ну, величины упругого восстановления Же и модуля нормальной упругости Е (рис. 5) позволяет сделать вывод о том, что повышение микротвердости и упругих свойств в зоне сплавления шириной 10...12 мкм не обусловлено твердорастворным упрочнением или фазовыми превращениями. По-видимому, в этой зоне формируется структура с повышенной плотностью дислокаций. Повышение микротвердости на ~ 15 % и коэффициента упругого восстановления на ~20 % в зоне сплавления по отношению к приграничной области со стороны покрытия (рис. 1, Э) в сталях, относящихся к разным структурным классам, обусловлено, по-видимому, спецификой электронно-лучевого нагрева, при котором сопряжение между собой аустенита и феррита сопровождается деформированием их кристаллических решеток, увеличением плотности дислокаций до 1011... 1012 см-2 [8]. Для детального исследования структуры и механизмов упрочнения зоны сплавления необходимы дополнительные электронно-микроскопические исследования. Металлографически структура внутри нее не проявляется.
Испытания на абразивную износостойкость исследованного покрытия показали, что она на 63 % выше, по сравнению с обработанной на мартенсит сталью 65Г с твердостью 52...55 НЯС.
4. Выводы
Во время многопроходной электронно-лучевой наплавки композиционного азотсодержащего покрытия (по химическому составу — чугуна) формируется неоднородное по фазовому составу покрытие. Формирование каждого последующего слоя является термообработкой для предыдущих слоев. В результате изменения в фазовом составе происходят как в матрице, так и в карбидной фазе. Первичные нитриды хрома сохраняются только на поверхности покрытия, во внутренних слоях они диссоциируют. Азот и частично хром при этом легируют твердый раствор, способствуя превращению Бе а ^ Бе у. Частично хром связывается с угле-
родом, образуя Cr7C 3 и (FeCr) 7 C 3 и увеличивая, тем самым, объемную долю карбидной фазы по сравнению с поверхностными слоями.
При наплавке азотсодержащего хромомарганцевого чугуна на низкоуглеродистую сталь формируется зона сплавления шириной 10...12 мм, обладающая повышенными твердостью и упругими свойствами.
Исследованное электронно-лучевое покрытие перспективно для упрочнения деталей машин, работающих в абразивсодержащей среде.
Литература
1. Герек А., Байка Л. Легированный чугун — конструкционный материал. - М.: Металлургия, 1978. - 207 с.
2. АрзамасовБ.Н. Конструкционные материалы. - М.: Машинострое-
ние, 1990. - 688 с.
3. Банных O.A., Блинов В.М. Дисперсионно-твердеющие немагнитные
ванадийсодержащие стали. - М.: Наука, 1980. - 196 с.
4. Дубовик H.A., Зуев Л.Б., Пак В.Е. Влияние режимов механотерми-
ческой обработки на коэффициент деформационного упрочнения аустенитных сталей с азотом // Изв. вузов. Черная металлургия. -1997. - № 12. - C. 35-37.
5. Zhao L., Maurer M., Lugscheider E. Thermal spraying of a nitrogen alloyed austenitic steel // Thin Solid Films. - 2003. - V. 424. - No. 2. -P. 213-218.
6. Гальченко H.K., Дампилон Б.В., Белюк С.И., Самарцев В.П. Покры-
тия на основе азотистой стали с карбонитридным упрочнением, полученные методом электронно-лучевой наплавки // Физика и химия обработки материалов. - 2003. - № 2. - C. 61-65.
7. Прибытков Г.А., Полев И.В., Дураков В.Г. Керметы и электроннолучевые покрытия системы карбид титана - связка из высокохромистого чугуна // Перспективные материалы. - 2002. - № 1. -С. 70-75.
8. Burakowsski T., Wierzchon T. Surface Engineering of Metals: Principles,
Equipment, Technologies. - Boca Raton: CRC Press, 1998. - 592 p.
9. Штанский Д.В., Кирюханцев-Корнеев Ф.В., Шевейко A.H., Башкова И.А., Малочкин О.В., Левашов Е.А., Дьяконова Н.Б., Лясоц-кий И.В. Структура и свойства покрытий Ti-B-N, Ti-Cr-B-(N) и Cr-B-(N), полученных магнетронным распылением мишеней, приготовленных методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза // ФТТ. - 2005. - Т. 47. - Вып. 2. - С. 242251.
10. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. - М.: МИСиС, 1994. - 328 с.
11. Наркевич Н.А., Иванова Е.А., Кибиткин В.В., Миронов Ю.П. Дампилон Б.В. Особенности структурообразования многослойного азотсодержащего покрытия, полученного электронно-лучевой наплавкой на тонкостенные изделия // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2006. - № 4. - С. 30-33.
