CC BY
9
OBTAINING HIGH-QUALITY PRODUCTS FROM CORROSION-RESISTANT CHROMIUM-NICKEL STEELS
Abstract. The study of defects that occur in the production ofparts from forgings and of chromium-Nickel corrosion-resistant steels. Various types of defects in stampings and forgings that are formed during their deformation and heat treatment, as well as the causes of their occurrence, are studied. In the process of detecting defects, magnetic powder and radiographic methods of non-destructive testing were used. The full cycle of heat treatment of 14X17N2 steel billets and the formed values of mechanical properties at the implemented processing stages are studied. The microstructure of chromium-Nickel martensitic-ferritic steels and the effect of the presence of ô-ferrite on their technological properties during deformation and heat treatment are studied.
To avoid the appearance of defects of deformation origin, it is recommended to achieve a more uniform deformation in the volume of the workpiece, which are eliminates the unacceptable localization of stresses and their significant growth. It is recommended to use small single compressions, implement intermediate preheating of the deformable workpiece, etc. To avoid quenching cracks, it is proposed to quench steel with cooling in oil with an increased heating temperature - 1040-1050 degrees of Celsius or use air cooling (when proper harden-ability is achieved).
Keywords: stamping, heat treatment, microstructure, defects, non-destructive testing.
DOI: 10.47581/2020/30.10.2020/SMTT/32.5.014
ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ ТИТАНА
ЛЕГИРОВАНИЕМ ЖЕЛЕЗОМ Муратов Владимир Сергеевич, д.т.н., профессор (e-mail:muratov1956@mail.ru) Морозова Елена Александровна к.т.н., доцент (e-mail:e.morozova2012@mail.ru) Якимов Николай Сергеевич, аспирант (e-mail: andrej.bakin2013@yandex.ru) Самарский государственный технический университет
г.Самара, Россия
Установлены основные закономерности формирования состава, структуры и свойств поверхностных слоев титана при лазерном легировании железом. Выявлено влияние мощности лазерного излучения и скорости перемещения лазерного луча на особенности структуры и свойств поверхностных слоев. Установлен фазовый состав поверхностного слоя и влияние на него параметров лазерного легирования. Даны технологические рекомендации для этого процесса.
Ключевые слова: титан, лазерное поверхностное легирование, железо, фазовый состав, структура, свойства.
Поверхностное упрочнение титана и его сплавов широко используется при изготовлении тяжелонагруженных изделий авиационно-космической техники для повышения износостойкости, коррозионной стойкости и жаростойкости. Одним из перспективных методов такой обработки является
лазерное поверхностное легирование (ЛПЛ). Основные параметры процесса ЛПЛ - мощность лазерного излучения (ЛИ) и скорость перемещения лазерного луча (Ул) подбираются экспериментально и определяются металлом основы и природой легирующего элемента [1-6]. Выбираемые параметры обработки должны обеспечивать оптимальное формирование и состояния ванны расплава, а также надлежащее качество поверхностного слоя по структуре и свойствам. Так при малом значении плотности мощности ЛИ q=45 Вт/мм (Р=220 Вт) образования зоны ЛПЛ железом не наблюдается, что обусловлено физическими свойствами легирующего элемента. Необходимо увеличение q до 130 Вт/мм (Р=630 Вт и диаметр пятна - 2,5 мм), что приводит к образованию расплавленной ванны с требуемыми параметрами.
Исследование фазового состава , структуры и свойств поверхности титана (марка ВТ 1-0) выполнено при скоростях перемещения луча лазера 0,5 и 1,66 мм/с [ 7] и мощности излучения Р=630 Вт на установке "Ка-тунь".
Полученные характеристики зоны оплавления при ЛПЛ железом приведены в табл.1 и на рис.1.
Таблица 1 - Характеристики зоны оплавления поверхности титана
после ЛПЛ железом
Толщина покрытия железом перед обработкой, мкм Скорость перемещения луча лазера, мм/с Глубина оплавленной зоны , мкм Количество железа в области легирования, % Микротвердость в оплавленной зоне , МПа
центр периферия
10 0,5 128 8,3 5000 -5200 9000 -10000
10 1,66 50 20,0 8900 -9100 8900 -9100
Представленные результаты показывают, что распределения микротвердости на поверхности поперек дорожки воздействия лазера при разных Ул различны. При Кл=0,5 мм/с имеет место сильно различающееся увеличение микротвердости по ширине дорожки воздействия лазера, что обусловлено образованием слоистой структуры, в условиях когда температура и энергия в начальный момент взаимодействия имеют максимальные значения на поверхности и в центре пятна [8,9]. Из центра ванны расплава перегретый металл силами поверхностного натяжения переносится к краям ванны. При этом в центре пятна нагрева из-за ухода разогретого металла открывается непрогретый нижележащий слой и формируется зона с пониженной температурой.
Рис. 1. Микротвердость поверхности области легирования титана железом ( Р=630 Вт и V - 1,66 (I) и 0,5 мм/с (2)
Из прилегающей кольцевой зоны расплав по инерции и под действием термокапиллярных сил продолжает двигаться к краю ванны, а затем движется обратно к центру. Далее в центре достигается наибольшая температура, что обуславливает формирование структуры перегрева. Для такой структуры при ЛПЛ железом при Кл=0,5 мм/с установлено значительное снижение микротвердости (до 5000 МПа). В тоже время периферийная часть упрочненной дорожки имеет повышенную (до 9000-10000 МПа) микротвердость. Увеличение скорости прохода лазерного луча до 1,66 мм/с приводит к снижению времени воздействия, что исключает пиковый рост температуры в зоне воздействия и формирование структуры повышенной неравновесности. При данной скорости установлена однородная микротвердость ~9000 МПа (с рис. 1, кривая 1). Если Кл=1,66 мм/с, то имеет место уменьшение объема расплава (с 128 до 50 мкм) и увеличение насыщенности титана легирующим элементом (см. табл. 1).
Полученные рентгенограммы с поверхности образцов титана с ЛПЛ железом ( Кл=0,5 и 1,66 мм/с) позволили выявить отражения от линий (110) железа и (100), (002), (101) титана. О наличии линий фаз Т12Бе и Т1Бе, соответствующих равновесной диаграмме состояния Т - Бе , можно делать только качественные выводы, поскольку их наиболее интенсивные линии углу отражения совпадают с линиями, соответствующими а-Т и Бе. Рентгенограммы подтверждают наличие Р-фазы. При этом "расщепления" гексагональной фазы при легировании железом не наблюдается.
Для выявленной рентгенографически а'-фазы характерно размытие интерференционных линий гексагонального а-Т1, расположенных под большими углами отражения, что связано с появлением значительных упругих искажений кристаллической решетки. Из-за нечеткости линий не удается достоверно количевственно оценить величину изменения параметров решетки а'-фазы при легировании железом. Однако исследования подтвер-
ждают , что с возрастанием концентрации легирующего элемента при Ул=1,66 мм/с параметры а'-фазы уменьшаются. Трансформацию структуры в зоне ЛПЛ железом исследовали также по изменению ширины линий а(а')-титана, что показывает степень несовершенства кристаллического строения. При изучении субструктуры зоны расплава, сформировавшейся в процессе двойной фазовой перекристаллизации а^Р^а' в условиях быстрого лазерного нагрева, было установлено, что при увеличении Ул от 0,5 до 1,66 мм/с ширина линий (002) и (004) а-Т заметно (более чем на 20%) возрастает. Уширение линий вызвано повышением плотности дефектов кристаллической решетки.
Изучено строение различных участков области расплава, формирующихся при ЛПЛ титана железом при варьировании скорости перемещения луча лазера.
Скорость Ул=0,5 мм/с. На рис.2 показана трансформация структуры в поперечном сечении расплавленной зоны металла, которая свидетельствует о неоднородности микроструктуры . Центральная область расплава ( рис.2. а) представляет собой двухфазную смесь эвтектоида и зерен а-Т ; эвтектоид располагается в виде участков размером до ~30 мкм.
а
б
в
Рис. 2. Строение расплавленной зоны титана в поперечном сечении при ЛПЛ железом (Р=630 Вт и Кл=0,5 мм/с): а - центр зоны расплава (х 2000); б - периферия зоны расплава (х 2000); в - переходная область расплава от центра к периферии зоны расплава (х
2000)
В обе стороны от центра расплавленной области (в периферийных зопах (рис.2, в)) распространяется эвтектоидная структура, имеющая повышенную микротвердость (см. рис.1). Кристаллиты в этой области направлены в сторону максимального теплоотвода, ориентированного от центра зоны облучения. Четко выражена граница раздела между основным металлом и зоной легирования в ванне расплава. В основной металл распространяются участки расплава, ставшие при охлаждении квазиэвтектоидом и имеющие протяженность ~25 мкм
Выявленное содержание железа в ванне расплава и зоне термического влияния показано на рис.3.
Концентрационные кривые показывают как глубину расплавленной зоны, так и размер зоны наличия твердого раствора железа в титане, которая имеет вид игольчатого мартенсита. Глубина зоны твердого раствора при Кл=0,5 мм/с имеет значение ~50 мкм.
Установлено, что при ЛПЛ железом с Кл=0,5 мм/с формируется область перегрева с пониженной микротвердостью в центре расплавленной зоны, а по краям области образуется эвтектоидная структура с высоким уровнем микротвердости. Для предотвращения образования столь неоднородной структуры и формирования повышенной равновесности состояния в переходной области между жидкой и твердой фазами целесообразно увеличение значения ¥л.
Скорость перемещения лазерного луча Ул=1,66 мм/с. Наибольшая протяженность расплавленного участка в этом случае составляет 45-50 мкм. Установлено присутствие равномерно распределенного дисперсного квазиэвтектоида, который сформировался при большой скорости охлаждения и при определенном распределении содержания железа по глубине расплавленной ванны. Наблюдается глобулярная, а не пластинчатая эвтектика. Отсутствует отмечаемая ранее ориентация кристаллитов в направлении теплоотвода.
Р и с. 3. Содержание элементов на различном расстоянии от поверхности титана при ЛПЛ железом ( Р=630 Вт и Кл=0,5 мм/с): 1 - титан, 2 - железо
Заключение
1. Лазерное легирование поверхности титана железом с мощностью излучения 630 Вт и скоростью перемещения лазерного луча 0,5 мм/с неэффективно из-за достижения слишком высоких температур в эпицентре лазерного воздействия, где формируется структура перегрева с пониженной микротвердостью. Периферийная область лазерного воздействия характеризуется эвтектоидной структурой с повышенным значением микротвердости.
2. Увеличение скорости перемещения луча лазера приводит к уменьшению глубина зоны оплавления поверхности и увеличивается содержание железа в зоне расплава.
3. Скорость перемещения лазерного луча 1,66 мм/с обеспечивает образование в зоне расплава квазиэвтектоида мелкодисперсного строения с высокой микротвердостью по всей зоне лазерного воздействия. Образование однородной структуры поверхностного слоя при ЛПЛ, способствует достижению наилучших характеристик механических свойств изделий.
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ по проекту № 1938-90172.
Список литературы
1. Морозова Е.А., Муратов В.С. Структура и свойства поверхности титана при лазерном легировании железом // Успехи современного естествознания.2008. №8.С.95-96.
2. Морозова Е.А., Муратов В.С. Влияние лазерного легирования хромом на структуру и свойства поверхности титана // Современные наукоемкие технологии.2008. №10.С.74-75.
3. Морозова Е.А., Муратов В.С. Поверхностное лазерное легирование титанового сплава ВТ9 // Современные наукоемкие технологии.2010. №4.С.62.
4. Морозова Е.А., Муратов В.С. Структура и свойства поверхности титана при лазерном легировании никелем // Современные наукоемкие технологии.2008. №8.С.67.
5. Морозова Е.А., Муратов В. С. Лазерное легирование поверхности титана медью // Успехи современного естествознания.2009. №11.С.71.
6.Морозова Е.А., Муратов В. С. Лазерное легирование никелем поверхности титана // Заготовительные производства в машиностроении.2009.№6,С.39-44.
7. Муратов В.С., Морозова Е.А. Влияние непрерывного лазерного излучения на изменение структуры и свойств технически чистого титана // Международный журнал прикладных и фундаментальных исследований. 2011.№5.С.41.
8. Морящев С.Ф., Парафеев И.М. , Городский Д.Д. Экспериментальная оценка частоты пульсирующего движения расплава при лазерном легировании // Физика и химия обработки материалов. 1988. № 6. С. 110-111.
9. Муратов В.С., Морозова Е.А. Определение температурных полей и параметров ванны расплава на поверхности титана при непрерывной лазерной обработке // Фундаментальные исследования.2015.№ 11( часть 4).С.719-723.
Muratov Vladimir Sergeevich, Doc.Tech.Sci., professor
Samara State Technical University
MorozovaElenaAleksandrovna, Cand.Tech.Sci., docent
Samara State Technical University
Yakimov Nikolay Sergeevich, PhD student
Samara State Technical University
The SURFACE HARDENING OF TITANIUM BY IRON ALLOYING
Abstract. The main regularities of the formation of composition, structure, and properties of the surface layers of titanium, during laser alloying with iron are established. The influence of the power of laser radiation and the speed of laser beam movement on the structure and properties of surface layers are revealed. The phase composition of the surface layer and the effect of laser doping parameters on it are determined. Technological recommendations for this process are given.
Composition, structure and properties of titanium surface forming regularities upon iron laser alloying are accounted. The technological recommendations are given. Key words: titanium, surface, iron laser alloying, iron, phase composition, structure, properties.
DOI: 10.47581/2020/30.10.2020/SMTT/32.5.015
ОЦЕНКА ЛИТЕЙНЫХ ХАРАКТЕРИСТИКОБРАЗЦОВ А1-5°%Си-10%TiC, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ СВС С ПРИМЕНЕНИЕМ РАЗЛИЧНЫХ УГЛЕРОДНЫХ ФОРМ Рыбаков Антон Дмитриевич, аспирант
(e-mail: antonsamgtu@yandex.ru) Луц Альфия Расимовна, к.т.н., доцент (e-mail: alya_luts@mail.ru) Самарский государственный технический университет, г.Самара, Россия
В работе приводятся результаты оценки литейных характеристик композиционного материала Al-5%Cu-10%TiC, изготовленного методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС), армирующая фаза которого - карбид титана - получена с применением порошка титана марки ТПП-7 и двух форм углерода: технический углерод П-701 и углеродные нанотрубки (УНТ) марки «Таунит». С применением пробы Нехендзи-Купцова показано, что литейные характеристики всех образцов композита Al-5%Cu-10%TiC находятся на достаточном уровне и вполне отвечают требованиям, предъявляемым к литейным алюмомат-ричным сплавам.
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, керамическая фаза, карбид титана, литейные свойства, углеродная форма.
В предыдущих работах были показаны результаты исследований по получению композиционного материала Al-5%Cu-10%TiC с применением метода самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) [1,2]. Анализ микроструктуры полученных образцов показал, что присутствие меди способствует более равномерному распределению карбидной фазы по объему алюминиевого сплава, а также увеличению ее дисперсности. Результаты измерения твердости также показали, что формирование карбида титана без меди значительно снижает твердость, что может быть связано со значительной пористостью композита. Присутствие меди сни-
