CC BY
52
УДК 621.791.92
СТРУКТУРА КАРБИДНОЙ ПОДСИСТЕМЫ КОМПОЗИЦИОННЫХ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
С.Ф. Гнюсов, Д.А. Маков*
Томский политехнический университет *ООО «Сибирский механический завод», г. Северск E-mail: gnusov@rambler.ru
Изучено влияние термоциклирования при многопроходной электронно-лучевой наплавке и последующего старения на особенности выделения частиц карбида ванадия в матрице на основе стали из никелевого и марганцовистого аустенита. Установлено, что карбид ванадия в композиционных покрытиях представлен в виде отдельных равноосных частиц, средний размер которых в марганцовистой матрице равен 94 нм, а в никелевой - 0,8 мкм.
Ключевые слова:
Электронно-лучевая наплавка, термоциклирование, композиционное покрытие, аустенитная сталь, карбид ванадия, структура. Key words:
Electron beam facing, temperature cycling, composition coating, austeniticsteel, vanadium carbide, structure.
Введение
В [1] изучено влияние термической обработки на структурно-фазовый состав и свойства аустенит-ных композиционных покрытий, наносимых с помощью электронно-лучевой наплавки. Установлен рациональный режим старения (600 °С в течение 1...2 ч), обеспечивающий сохранение аустенитной структуры матрицы и равномерное мультимодальное распределение карбидной фазы по размерам в объеме упрочненного слоя: 4=0,3...2,0, 4=2...4 и й?3=4...7 мкм. Показано, что сформировать подобное структурно-фазовое состояние композиционного покрытия возможно в условиях совмещения процесса вакуумной электронно-лучевой наплавки и термической обработки. На основе анализа микроструктуры и данных рентгеноструктурного исследования матрица в данных покрытиях представлена /-фазой (аустенит), а упрочняющие частицы карбидами М6С и^. Однако детального анализа выделений частиц карбида ванадия в зависимости от типа аустенитной матрицы (никелевый и марганцовистый аустенит) в работе [1] не проведено. Вместе с тем дисперсность карбида и его объемная доля может существенно влиять на износостойкость [2].
Целью данной работы является изучение влияния термоциклирования при многопроходной электронно-лучевой наплавке и последующего старения на особенности выделения частиц карбида ванадия в матрице на основе никелевого или марганцовистого аустенита.
Материалы и методики проведения исследований
Для электронно-лучевой наплавки в вакууме (остаточное давление не выше 10-2Па) использовались композиционные порошки на основе марганцовистого и никелевого аустенита. Для образца № 526 (вес. %): 20 Мп, 0,9 С, 4 Мо, 4 V, 15 WC, Fe -остальное; для образца № 527: 20 N1, 4 Мо, 4Х 15 WC, Fe - остальное. Композиционные порошки готовили путем смешивания порошков исходных компонентов, спекания, последующего дробления
полученных спеков и рассевом их на фракции по методике [3]. Для наплавки использовалась фракция дисперсностью 50...350 мкм. Наплавку проводили на плоские образцы размером 30x200 мм и толщиной 30 мм, изготовленные из стали 30. Число проходов электронного луча было равно четырем, что позволило сформировать покрытие общей толщиной ~ 3 мм. Мощность электронного луча была равна 4050.4300 Вт, диаметр электронного луча, длина развертки и скорость движения подложки составили 1 мм, 20 мм и 2,8 мм/с соответственно. После каждого прохода основной металл с наплавленным покрытием охлаждался до 200 °С со скоростью 20 °С/с.
Термическую обработку (старение) наплавленных образцов проводили при температуре 7^=600+10 °С в течение 2 ч с последующим охлаждении на спокойном воздухе.
Структуру наплавленных покрытий (на продольных и поперечных микрошлифах) исследовали с помощью растрового электронного микроскопа (РЭМ) Philips SEM 515, снабженного микроанализатором EDAX ECON IV.
В настоящей работе способ приготовления микрошлифов традиционный - механическое шлифование и полирование на алмазных пастах различной дисперсности. Химическое травление производилось в 4%-м спиртовом растворе HNO3 и смеси кислот HNO3 (1 об. часть) и HCl (3 об. части). Определение количественных характеристик микроструктуры (количества, размеров, формы, распределения различных фаз) проводили линейным и точечным методами.
Исследование фазового состава образцов непосредственно после наплавки и после старения проводили методом рентгеноструктурного анализа на дифрактометре ДРОН-7 с фильтрованным CoKa-излучением в режиме сканирования в интервале углов 20 от ~ 15 до 150°, с шагом 0,1°. При проведении качественного фазового анализа использовались хорошо известные картотеки.
Микротвердость (Н) покрытий и основного металла (подложки), непосредственно прилегающей к наплавке (2 мм), измеряли на приборе ПМТ-3 (ГОСТ 9450-76) с шагом по глубине 100 мкм при нагрузке 0,981 Н. Измерения производили в виде двух параллельных дорожек со смещением уколов индентора между дорожками 50 мкм. Расстояние между дорожками было
200 мкм. Это позволило построить график изменения микротвердости по толщине с шагом 50 мкм.
Результаты и обсуждение
На рис. 1 представлена микроструктура покрытий образца № 526 в различных ее участках (в верхней части, середине и у подложки) непосредственно после наплавки и дополнительного старения
Рис 1. Микроструктура покрытий образца № 526 после наплавки (а, в, д) и старения (б, г, е) при температуре 600 °С в течение 2 ч; а, б - верх, в, г - середина наплавки; д, е - у подложки
при температуре 600 °С в течение 2 ч. Анализ данной микроструктуры свидетельствует, что в объеме наплавленного металла первого и второго прохода (общая толщина ~ 1,5 мм) как непосредственно после наплавки, так и после дополнительного старения наряду с первичными эвтектическими и вторичными вытянутыми частицами карбида М6С наблюдаются дисперсные округлые выделения частиц карбида ¥С (рис. 1, д, е). В середине наплавки данные частицы выявляются методом РЭМ только после старения (рис. 1, г), и их размер значительно меньше (в ~ 2 раза) по сравнению с частицами ^, расположенными в нижней части (рис. 1, д, е). В верхней части наплавки (объем наплавленного металла четвертого прохода) данные частицы методом РЭМ не выявляются (рис. 1, а, б).
На рис. 2 представлена гистограмма выделившихся в объеме нижней части покрытия (у подложки (рис. 1, д)) частиц карбида ванадия по размерам. Видно, что их средний размер равен 94±28 нм.
Рис. 2. Гистограмма размеров частиц УС в нижней части наплавки образца № 526 (рис. 1, д)
Анализ микроструктуры покрытий образца № 527 выявил наличие выкрашивания карбидных частиц и пористости (рис. 3). Карбидная сетка эвтектических карбидов М6С более грубая по сравнению с покрытием образца № 526 (рис. 1, б). Наблюдаются отдельные крупные угловатые частицы карбидов. Карбидов ванадия нанодисперсного диапазона не наблюдается по всему объему покрытия как после наплавки (рис. 3, а, б), так и после дополнительной термической обработки (рис. 3, в, г). Однако число дисперсных карбидов (4) со средним размером ~ 0,8 мкм (рис. 4) после старения увеличивается в объеме упрочненного слоя с 1,0 до 2,6 %.
Отдельные крупные карбиды типа М6С в процессе травления получают разную степень градации уровня серого: от светло-серого на внешней части частицы до тёмно-серого в ее центральной части. Микрорентгеноспектральный анализ элементного состава в этих областях (точки 1, 2 и 3 на рис. 3, д) свидетельствует о его различии, как показано в таблице.
Таблица. Результаты МРСА покрытия образца № 527 в различных областях (рис. 3, д)
Анализируемая область Химический состав в вес. %
Мо V Сг Мп І\ІІ W Fe
Точка 1 18,52 3,02 2,06 - 11,60 48,73 16,00
Точка 2 18,72 2,84 2,44 0,85 12,16 45,75 17,25
Точка 3 47,51 2,51 3,29 0,81 22,64 14,54 8,69
Интегральная (рис. 3, б) 5,68 4,19 2,22 0,93 24,97 7,26 54,75
В более светлых областях карбидной частицы (точки 1 и 2 на периферии) количество молибдена в два с лишним раза меньше, чем в ее центральной части, в то время как вольфрама в этих областях, наоборот, больше примерно втрое. Это говорит о том, что данные частицы карбида типа М6С формировались как на этапе кристаллизации, так и на этапе термоциклирования в процессе многопроходной наплавки.
Таким образом, с учетом работ [1, 4], можно с уверенностью утверждать, что в процессе наплавки и последующего старения в покрытии № 526 наряду с карбидом типа М6С трех типоразмеров (4=0,3...2,0 мкм, 4=2...4 мкм и 4=4...7 мкм), выделяются дисперсные частицы карбида ванадия четвертого диапазона (4) размером до 150 нм. Следовательно, формируется мультимодальное распределение карбидов по размерам в объеме матрицы, которое эффективно влияет на увеличение микротвердости. Так, Н для покрытия № 526 увеличивается с 4,5±0,5 до 5,9±0,4 ГПа после старения, а для покрытия № 527 - с 3,7±0,6 до 4,1±0,4 ГПа.
Для композиционных покрытий на основе марганцовистого аустенита эффект упрочнения в процессе старения более значителен, чем у покрытий на основе никелевого аустенита, что связано, по-видимому, с низкой энергией дефекта упаковки марганцовистого аустенита, образованием при деформации дефектов упаковки, развитием процессов деформационного двойникования и мартенси-тного превращения [5]. В [4] исследовали структуру, механизмы выделения карбидов и механические свойства сталей на основе марганцовистого (сталь 45Г20М2Ф2) и никелевого (сталь 45Н26М2Ф2) аустенита. Авторами установлено, что для всех исследуемых сталей характерно гомогенное матричное выделение карбидов ванадия. Однако в марганцовистом аустените выделяются самые мелкие карбиды (3.6 нм) с плотностью распределения (2...10)-1016см-3. В никелевом аустените в единице объема данных карбидов на порядок меньше, а их средний размер в 1,5...2,0 раза больше. Это обуславливает самый высокий уровень упрочнения марганцовистого аустенита (ст0,2=1290 МПа) после старения при 650 °С в течение 10 ч по сравнению с никелевым аустенитом (ст0,2=765 МПа).
Увеличение размера частиц карбида ванадия в нижней части наплавки по сравнению с данными [4] обусловлены тем, что в процессе многопроходной наплавки ранее нанесенные слои подвергают-
ся термоциклированию. При этом абсолютная величина температуры в термоцикле значительно выше, чем 600 °С. Это вызывает наряду с выделением дисперсных карбидов и их коагуляцию. В верхних слоях наплавки число циклов нагрев-охлаждение уменьшается и, следовательно, процессы роста и коагуляции частиц карбида ванадия не фиксируются. Это подтверждается данными рабо-
ты [6], где изучали тонкую структуру теплостойкой стали 12Х1МФ после различного периода наработки при температуре эксплуатации ~ 570.600 °С. Авторы установили, что коагуляция карбидов ванадия начинает заметно проявляться только после 100 тыс. ч наработки. До этого момента наблюдается только процесс выделения дисперсных карбидов ванадия на дислокациях.
д
Рис. 3. Микроструктура покрытий образца № 527 после наплавки (а, б, д) и старения (в, г) при температуре 600 °С в течение 2 ч; а, в) середина наплавки; б, г) у подложки
N, % 40
30
20
10
dCp = 0,83 ± 0,44 мкм
N, % 40
30
20
10
0
dCp = 0,76 ± 0,36 мкм
I
-I----1---Г1---1-------1------1—|---1---1
0 0.4 0.8 1.2 1.6 2 0 0.4 0.8 1.2 1.6 2
ё, мкм ё, мкм
а б
Рис. 4. Гистограмма размеров частиц УС в нижней части образца № 527 после наплавки (а) идополнительного старения (б)
Выводы
При исследовании влияния термоциклирования при многопроходной электронно-лучевой наплавке и последующего старения композиционных покрытий установлено, что карбид ванадия в покрытиях представлен в виде отдельных равноосных частиц, средний размер которых в марганцовистой матрице равен 94 нм, а в никелевой порядка 0,8 мкм.
Показано, что частицы карбида после наплавки фиксируются в объеме упрочненного
слоя, непосредственно прилегающего к основному металлу (~1,5 мм). В процессе последующего старения при 600 ±10 °С в течение 2 ч частицы карбида обнаруживаются и в объеме наплавленного металла при третьем проходе электронного луча. Однако их размер примерно в два раза меньше.
Работа выполнена при финансовой поддержке государственного задания Министерства образования и науки РФ на проведение научно-исследовательских работ ТПУ № 8.3664.2011.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Гнюсов С.Ф., Маков Д.А. Влияние режимов старения на эволюцию структурно-фазового состава и свойств композиционных покрытий // Известия Томского политехнического университета. - 2012. - Т. 321. - № 2. - С. 100-106.
2. Jia K., Fischer TE. Abrasion resistance of nanostructured and conventional cemented carbides // Wear. - 1996. - V. 200. -P. 206-214.
3. Панин В.Е., Белюк С.И., Дураков В.Г, Прибытков Г.А., Ремпе Н.Г. Электронно-лучевая наплавка в вакууме: оборудование, технология, свойства покрытий // Сварочное производство. -
2000. - № 2. - С. 34-38.
4. Косицина И.И., Сагарадзе В.В. Аустенитные стали разных систем легирования с карбидным упрочнением // Металлы. -
2001. - №6. - С. 65-74.
5. Кульков С.Н., Гнюсов С.Ф. Карбидостали на основе карбидов титана и вольфрама. - Томск: Изд-во НТЛ, 2006. - 240 с.
6. Смирнов А.Н., Козлов Э.В. Субструктура, внутренние поля напряжений и проблема разрушения паропроводов из стали 12Х1МФ. - Кемерово: Кузбассвузиздат, 2004. - 163 с.
Поступила 26.09.2012 г.
