CC BY
5
Просьба ссылаться на эту статью в русскоязычных источниках следующим образом:
Соколов И.Ю., Симонов Ю.Н., Мольцен С.Н., Кравченко А.В. Влияние технологии нанесения и структуры NiCrBSi-покрытия на образование трещин // Вестник ПНИПУ. Машиностроение. Материаловедение. - 2023. - Т. 25, № 3. - С. 23-36. DOI: 10.15593/2224-9877/2023.3.03
Please cite this article in English as:
Sokolov I.Yu., Simonov Yu.N., Moltsen S.N., Kravchenko A.V. Influence of processing and structure of NiCrBSi coating on crack formation. Bulletin of PNRPU. Mechanical engineering, materials science. 2023, vol. 25, no. 3, pp. 23-36. DOI: 10.15593/2224-9877/2023.3.03
ВЕСТНИК ПНИПУ. Машиностроение, материаловедение
Т. 25, № 3, 2023 Bulletin PNRPU. Mechanical engineering, materials science
http://vestnik.pstu.ru/mm/about/inf/
Научная статья
DOI: 10.15593/2224-9877/2023.3.03 УДК 539.3
И.Ю. Соколов2, Ю.Н. Симонов1, С.Н. Мольцен2, А.В. Кравченко2
1 Пермский национальный исследовательский политехнический университет, Пермь, Российская Федерация 2ЭЛКАМ-Нефтемаш, Пермь, Российская Федерация
ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИИ НАНЕСЕНИЯ И СТРУКТУРЫ NICRBSI-ПОКРЫТИЯ
НА ОБРАЗОВАНИЕ ТРЕЩИН
Рассмотрены важнейшие внутренние и внешние факторы, влияющие на образование трещин в NiCrBSi-покрытиях плунжеров скважинных штанговых насосов производства АО «ЭЛКАМ-Нефтемаш». Сделаны выводы о влиянии температуры критических точек металлических основ на деградацию их структуры при напылении: чем выше температура Ac, тем меньше негативное влияние технологического нагрева. Объяснено происхождение остаточных напряжений на основе различий в величине коэффициентов линейного термического расширения напыляемого сплава и материала основы. В результате проведенного анализа типичные, используемые АО «ЭЛКАМ-Нефтемаш» материалы основы поделены на две группы в зависимости от знака возникающих в покрытии напряжений. Сжимающие напряжения покрытия свойственны низкоуглеродистым сталям и аустенитной нержавеющей стали, растягивающие - среднеуг-леродистым сталям. Авторами исследованы механизмы образования остаточной пористости, приведены пути её снижения. Изложены негативные последствия повышенной пористости, основанные на локальной концентрации напряжений. Показано явление диффузии атомов внедрения из наплавленного слоя в основной металл, формирующее приграничную никелевую подложку, изложено влияние этого феномена на эксплуатационные качества и надежность. Дана оценка микроструктуры материала наплавленного слоя плунжеров насосов для нефтедобычи, выделены основные структурные составляющие. Выявлена типичная повышенная поверхностная микротвердость NiCrBSi-покрытий до приблизительных значений 1100 HV200 при 900 HV200 в середине слоя и около 800 HV200 в приграничной области. По результатам длительных наблюдений установлено влияние характера нагружения при правке изделий, претерпевших значительное коробление: сделан вывод, что нагружение при правке должно быть медленным, плавным и бесступенчатым.
Ключевые слова: газопламенное напыление, NiCrBSi, оплавление, трещиностойкость покрытий, микроструктура, фазовый состав, остаточные напряжения, износостойкость, коррозионная стойкость, поры, правка, плунжер.
I.Yu. Sokolov2, Yu.N. Simonov1, S.N. Moltsen2, A.V. Kravchenko2
1Perm National Research Polytechnic University, Perm, Russian Federation 2ELKAM-Neftemash, Perm, Russian Federation
INFLUENCE OF PROCESSING AND STRUCTURE OF NICRBSI COATING
ON CRACK FORMATION
The most important internal and external factors affecting the formation of cracks in the NiCrBSi coating are considered. Authors show influence of the substrate critical points temperature to the structure degradation and its martensitic transformations possible caused hardening cracks in the coating. The origin of residual stresses is described on the basis of different thermal linear expansions of the deposited alloy and substrate material. The typical used substrates are divided into two groups with opposite signs of the stresses in the coating based on their a. Authors explain reasons of residual porosity formation and suggest ways of its reduction. At the paper is described the phenomenon of diffusion of interstitial atoms - boron and carbon - from the deposited layer into the substrate metal with its resulting effect. An investigation of the microstructure of the deposited layer material is given identifying main structural components. The authors display a typical elevated surface microhardness of NiCrBSi coatings and its effect. Investigators paid attention to the avoiding of any fast loading during straightening, on the contrary loading should be slow, smooth and stepless.
Keywords: flame spraying, NiCrBSi, fusing, crack resistance of coatings, microstructure, phase composition, residual stresses, wear and corrosion resistance, pores, straightening, plunger.
Введение
Покрытия №СгВБ1 различного химического состава используются в нефтегазовой промышленности для изготовления деталей скважинного оборудования. Распределённые в микроструктуре бориды и карбиды в сплавах на основе никеля обеспечивают высокую стойкость при испытаниях на износ. Наличие хрома в качестве легирующего элемента в покрытии придаёт коррозионную стойкость при воздействии различных сква-жинных жидкостей [1-19]. Покрытия из сплавов на основе никеля, полученные газопламенным напылением, в целом проявляют умеренную адгезию к основе, высокую пористость, наличие нерасплавленных частиц и нежелательных оксидов. Технологически обусловленные вопросы качества и однородности структуры существенно влияют на надежность и долговечность, формирующие эксплуатационные качества покрытия. Присутствие бора и кремния снижает температуру плавления, что делает этот сплав подходящим для применения процессов оплавления.
Многокомпонентный фазовый состав микроструктуры обеспечивает не только выдающиеся эксплуатационные свойства, но и обусловливает склонность к образованию трещин. Трещины покрытия порой проходят через все изделие, включая основу, и являются в данном случае катастрофическими. Ограниченные же толщиной покрытия трещины можно условно разделить на эндогенные и экзогенные [1; 20; 21].
Эндогенные трещины вызваны технологическими факторами процесса напыления и последующего производственного воздействия, а экзогенные - внешними факторами, присущими этапу эксплуатации.
В настоящем исследовании использованы графические материалы, относящиеся к плунжерам
штанговых скважинных насосов (ШГН). В общем случае разность между наружным диаметром плунжера и внутренним диаметром цилиндра, образующих пару трения, весьма мала и находится в пределах от 0,025 до 0,150 мм (Fit по API 11AX [6]). Такой незначительный зазор удерживает давление столба химически агрессивной скважинной жидкости (pH<7, часто высокая обводненность, растворенные газы H2S, CO2 и соли [7]) до 20 МПа, при этом плунжер в процессе эксплуатации непрерывно перемещается по цилиндру на длину хода, являясь подвижным уплотнением.
Цель настоящей работы заключается в систематизации обширных наблюдений коллектива АО «ЭЛКАМ-нефтемаш» за трещинами в покрытиях NiCrBSi, определения и классификации существенных для надежности и долговечности факторов и получения знания о причинно-следственных связях технологии - структуры - свойств и эксплуатационных качеств покрытия.
1. Материалы и методы исследования
Наносимое покрытие, чаще всего, состоит из порошка самофлюсующегося сплава, например, для плунжеров штанговых скважинных насосов (ШГН) используют порошок ПР-НХ17СР4-У (фракция от 40-100 мкм (табл. 1). На готовом изделии оно имеет толщину от 0,2 мм и твердость не менее 595 HV200. Такое покрытие обладает достаточной надежностью и является стандартным по ГОСТ 31835-2012, API 11AX и NACE MR-0176 [3; 6; 7; 17].
Для нанесения покрытия применяется метод газопламенного напыления. Основные этапы процесса: обезжиривание, дробеструйная обработка с последующей очисткой, напыление порошка в струе пламени (рис. 1), оплавление напыленного слоя (рис. 2) и последующее охлаждение.
Таблица 1
Требование к химическому составу порошка по NACE MR-0176
Хим. элемент С Si Cr B Fe P S Co Ti Al Zr Ni
Требование NACE MR-0176 0,5-1,0 3,5-5,5 12,018,0 2,54,5 3,0-5,5 до 0,2 до 0,2 до 0,1 до 0,05 до 0,05 до 0,05 До 0,05
Рис. 1. Схема газопламенного напыления Рис. 2. Оплавление плунжера
Температура нагрева существенно зависит от массивности объекта напыления и изменяется по глубине вследствие существенного теплоотвода, основанного на значительной площади цилиндрической поверхности покрываемого изделия. Достоверно можно утверждать, что приповерхностные зоны основы могут нагреваться выше Ас3.
2. Результаты и их обсуждение
Современное состояние науки в совокупности с широкой практикой применения покрытий №СгВ81 позволяет уверенно говорить о многочисленности влияющих факторов, часто усиливающих взаимное воздействие, и их многообразии. Поэтому целесообразно разделить факторы на внутренние (заводские) и внешние (эксплуатационные) и изложить их влияние последовательно.
2.1. Влияние термического воздействия от напыления NiCrBSi покрытия на образование трещин
Термическое влияние заключается в существенном разогреве материала основы, необходимом для расплавления порошка сплава №СгВ8г
В мартенситных сталях типа 40Х13 (рис. 3) при последующем охлаждении после напыления в покрытии могут формироваться трещины за счет высоких напряжений, формирующихся при мар-тенситном превращении металлической основы [14; 22-25]. Такие трещины часто неизбежны, так как для сталей типа 40Х13 предотвращение мар-тенситного превращения потребовало бы охлаждать объект со скоростью меньше 80 °С/ч [8].
Рис. 3. Фото трещин плунжера с основой 40Х13, проявленных капиллярным НК
Иные стали, например низко- и среднеугле-родистые, с более высокими критическими скоростями охлаждения, могут расходовать подводимую извне тепловую энергию на объединение зерен, снижение дисперсности структуры.
Следует принимать во внимание температуры критических точек сталей, используемых в качестве металлической основы. Среди рассмотренных ниже марок сталей сталь 17ГС имеет Ас3 870 °С, а сталь 45 - Ас3 755 °С, что определяет большую температурную стабильность и меньшую тепловую деградацию структуры стали 17ГС [8].
Например, заготовка трубы из стали 45, которая широко используется на АО «ЭЛКАМ-Нефтемаш», до газопламенного напыления содержит участки перлита размером от 10 до 40 мкм, а после термических воздействий, реализовавшихся при нанесении слоя, размер участков перлита может достигать 70-100 мкм. Изменяется и морфология ферритно-перлитной смеси: если в исходном состоянии она состоит из чередующихся примерно равных участков феррита и перлита, то после нанесения слоя феррит представляет собой замкнутую сетку толщиной 10-20 мкм вокруг участков перлита, возможно формирование видман-штеттовой структуры (рис. 4).
Следует избегать применения сталей, склонных к отпускной хрупкости, например 40Х, так как медленное охлаждение деталей после напыления и оплавления может приводить к ее реализации.
2.2. Остаточные напряжения покрытия и основы
Термическое воздействие на большую часть основы в связи со значительным градиентом теплового поля приводит если не к перекристаллизации, то к релаксации остаточных напряжений. Несовершенство формы деталей (особенно их разностенность) вместе со снятием напряжений практически гарантированно приводит к некоторому короблению объекта напыления. При этом деформации могут происходить как при операциях напыления и оплавления, сопровождающихся тепловым разупрочнением основы (например, при отсутствии поддержек и длинных вылетах деталей), критически влияя на процесс, так и при последующем охлаждении.
После завершения кристаллизации и полного остывания объекта напыления максимальных значений достигают напряжения, вызванные различными линейными термическими расширениями напыляемого сплава и материала основы. Очевидно, напряжения в напыленном слое могут быть как желательными - сжимающими, так и нежелательными - растягивающими (рис. 5, рис. 6) [9; 15].
Напряжения сжатия способны повысить долговечность изделий, работающих в условиях растяжения, особенно циклического [4]. Напряжения сжатия в напыленном слое возникают, когда материал основы расширяется больше, чем сам слой. Таким образом, множество материалов основы можно разделить на две группы. Первая имеет
меньший, чем покрытие, коэффициент линейного термического расширения, а. Для этой группы напыленный слой имеет остаточные внутренние напряжения растяжения. Вторая группа, более предпочтительная, с большим коэффициентом а - где покрытие имеет остаточные внутренние напряжения сжатия. Кроме прочего напряжения растут с увеличением толщины покрытия.
Покрытие № 124 МПа
А = 0.3 мм -13.3 V 1 1.1 |
Н= 11,4 мм 124,5 МПа Основа
.г = -Я 6,8 МПа
Рис. 5. Эпюра напряжений напыленного слоя №СгВБ1, толщиной 0,3 мм на основу из стали 45. Положительные значения относятся к растяжению, отрицательные -к сжатию [9]
Подводя итог, следует обратить внимание, что применение рационально выбранной основы и толщины напыляемого покрытия существенным образом влияет на снижение образования трещин покрытия.
2.3. Поры (газовые пузыри)
Нанесение покрытий №СгВ81 осуществляется в две стадии: напыление и оплавление (одновременное или последующее). При напылении расплавленные частицы порошка наносятся на подогретый материал основы, образуя своего рода чешую (рис. 7, а).
Рис. 6. Графическое сравнение коэффициентов линейного термического расширения а
Покрытие растянуто
40ХМ - 15,2
Покрытие сжато
Покрытие NiCrBSi - 15,4
В случае, когда коэффициент линейного расширения материала основы больше, чем у №СгВ81 покрытия, тогда после напыления и оплавления на покрытие изделия действуют осевые сжимающие напряжения.
14 14,5 15 15,5 16 16,5 17 17,5
Коэффициент линейного расширения х1Е6 1/К
18
18,5
в диапазоне 20...900 °С
W * / ' ' Щ
Чешуйки -----
граница
Основа
300 мм
Основа
\
, "V*
граница
а б
Рис. 7. Микрошлиф напыленного покрытия: а - после стадии напыления; б - после последующего оплавления.
Напыленный слой после первой стадии характеризуется грубой структурой и множеством несплошностей [22-24]. На стадии оплавления за счет появления жидкой фазы несплошности заполняются, а газ (воздух, продукты горения газов -восстановителей, чаще ацетилен, в том числе водный пар) стремится всплыть к поверхности, движимый силой Архимеда с противодействием центробежной силы, и соединиться с атмосферой. Некоторые из таких газовых пузырьков не успевают покинуть оплавляемый слой и остаются в нем, образуя поры (рис. 7, б). Некоторые из них вскрываются на операциях последующей механической обработки, чаще всего - шлифования.
Безусловно, крупные поры являются браковочным признаком. Современные методы исследования показывают, что крупные поры окружены большим количеством пор меньшего размера (от 10 до 100 мкм), имеющих неправильную форму (рис. 8, а). Те, в свою очередь, состоят из большого
количества еще меньших пор, имеющих форму маленьких сфер, размер которых не превышает 5-10 мкм (рис. 8, б).
Анализ локального элементного состава на поверхности микропор показывают присутствие большого количества кислорода. Таким образом, можно утверждать, что причиной появления газовых пузырей является наличие газа-окислителя, скорее всего - кислорода, а возможно - и смеси кислорода и угарного газа (СО). То, что многочисленные темные круглые области, выявленные при металлографическом анализе с помощью светового микроскопа, являются порами, а точнее - газовыми микропузырями, однозначно свидетельствуют результаты 3Б-моделирования этих объектов (рис. 9).
Формированию макропузырей способствуют все те процессы, которые приводят к более интенсивному газовыделению: повышенная влажность порошка, повышенная влажность воздуха, в отдельных случаях это может быть даже повышен-
ный расход газов при оплавлении. Учитывая изложенный механизм образования пор напыленного слоя, можно заключить:
1. Повышение концентрации флюсующих, родственных кислороду, элементов, таких как кремний и бор, снижающих температуру плавления NiCrBSi [10], способно увеличить период существования жидкой фазы и повысить выход газовых пузырьков в атмосферу.
2. Увеличение продолжительности существования жидкой фазы, технологически достигаемого при газопламенном оплавлении за счет теплоизоляционных экранов, снижающих отвод тепла в окружающую атмосферу, или снижения скорости осевых подач оплавляющих устройств (пропановая горелка, индуктор, лазер и т.д.) позволит большему количеству газовых пузырьков объединиться с атмосферой. Так остаточная пористость может быть снижена.
Weight percentage Certainty Weight percentage Certainty
N1 ~ 38.7% 98.2% О В 2 6.4% 97.2 %
Fe \ 20.2 % 97.9% Ni П-П.8% 97.7 %
О Сг ■ ll.4K 9Б.2 % 97.7% Fe Cr Ti | 19.9 % И8-9 % ■ 7.1 % 9S.2 % 97.6 96 97.6 %
At 6.2% ШШЯЛ Н 95.6% С 6.2% Щ Н 97.$%
Si 5.9% ■■■■■■ 96.3% Si 5.0% Ш Н 96.7%
С 12.5 % 94.3% A! I4-6 % 95.4 %
а б
Рис. 8. Формирование крупной поры вблизи границы «слой - основной металл» (а—б) и результаты элементного анализа
а б
Рис. 9. ЭБ-моделирование: а - ЭБ-моделирование вскрытой поры; б - изображение РЭМ х2000
3. Уменьшение несплошностей слоя в виде чешуйчатости, остающейся после напыления, за счет применения меньших подач и увеличения числа проходов, или снижения фракции порошка уменьшит исходное количество газа, которое необходимо вывести за пределы слоя на этапе оплавления.
4. Важно применять нормальный режим горения газов (соответствие подач стехиометриче-ским коэффициентам химической реакции) в пистолетах газопламенного напыления для снижения содержания химически активного газа кислорода и его соединений (например, угарного газа СО).
Важно заметить, что в случае недостаточного оплавления поверхность поры далека от сферы и представляет собой существенный концентратор напряжений (см. рис. 8, б).
2.4. Диффузия легких атомов примесей внедрения
Если обратить внимание на микроструктуру покрытия и основного металла, то можно заметить в приграничной зоне существенные отличия как со
стороны металла, так и со стороны покрытия (рис. 10). Проявление подобных отличий указывает на образование в приграничной зоне различных по химическому составу областей.
Исходя из состава используемого порошка, можно полагать, что в участках наплавленного слоя глубиной примерно 20-40 мкм, примыкающих к основному металлу, доля твердых борсодержащих и углеродсодержащих фаз значительно меньше, чем в основном теле слоя, а в участках основного металла глубиной до 50-100 мкм, примыкающих к слою, существенно увеличена доля перлита.
Скорее всего, такие изменения в структуре связаны с процессами диффузии атомов внедрения - бора и углерода, из наплавленного слоя в основной металл во время достаточно медленного охлаждения плунжеров в специальных контейнерах.
Описанное явление имеет весьма многогранные практические последствия: предохранение основы от развития трещины, имеющейся в покрытии; специфический механизм коррозионного повреждения покрытия с трещиной. Рассмотрим отдельно каждое из практических явлений.
Рис. 10. Микроструктура труб на границе между слоем №СгВБ1 и основным металлом: а, б - труба, сталь 45 027 мм; в, г - труба, сталь 45 044 мм; д, е - напыление на пластину, сталь 20. а, в, е - х500; б, г, - х1000, д - х200
Рис. 11. Трещины, развившиеся в нанесенном покрытии при правке плунжера ШГН с покрытием №СгВ81, но не разрушившие тело плунжера; а-б - х100
2.4.1. Препятствие в развитии трещины на границе покрытия
Обедненный примесями внедрения В и С приграничный слой №СгВ81 (рис. 10), как видно из фазового анализа, приведенного далее, содержит наибольшую концентрацию никеля, обладающего невысокой прочностью и самой высокой вязкостью среди представленных фаз. Такая своеобразная приграничная никелевая подложка способна предотвращать развитие и распространение трещин покрытия, которые попросту вязнут в нем (рис. 11).
Таким образом, диффузия атомов внедрения из покрытия в основу может быть отнесена к благоприятным факторам, даже невзирая на некоторое охрупчивающее влияние на приграничный слой основы за счет твердорастворного упрочнения.
2.4.2. Специфический механизм коррозионного повреждения покрытия NiCrBSi с трещиной
Несмотря на непростое проявление фактора диффузии легких атомов примесей внедрения, в коррозионном аспекте, с точки зрения надежности, его также можно отнести к благоприятным. Приграничная никелевая подложка имеет высокую коррозионную стойкость и прекрасную адгезию к материалу основы, предохраняя его от коррозии даже после образования радиальных трещин (рис. 14, в). Покрытие, отслаиваясь, конечно, снижает площадь уплотнительной поверхности, несколько ухудшая гидравлические характеристики пары трения, но отказа всей установки ШГН не происходит (если обеспечен отвод продуктов коррозии из зазора для предупреждения заклинивания деталей).
2.5. Высокая прочность при недостатке вязкости
Высокая прочность покрытия №СгВ81 обусловлена системой легирования, приводящей к реализации сразу нескольких механизмов упрочнения: твер-дорастворное упрочнение матричного никеля примесями внедрения - углеродом и бором, и дисперсионное упрочнение с формированием высокотвердых химических соединений боридов и карбидов хрома, формирующими многофазный состав. Исследования показывают, что микроструктура материала наплавленного слоя весьма сложная и состоит как минимум из четырех структурных составляющих [11-13; 16]. Структура покрытия и результаты элементного анализа приведены ниже (рис. 12).
Наиболее светлая фаза (структурная составляющая) имеет минимальную твердость - 400450 НУ и представляет собой матричный твердый раствор на основе никеля - точка 2. Чуть более темная структурная составляющая — это матричный твердый раствор с дисперсными выделениями №зВ и №з81. Основанием для такого заключения могут служить результаты локального элементного анализа, которые показывают присутствие значительного количества не только никеля, но и кремния - точки 3 и 4. Светло-серые выделения, чаще всего в форме тел вращения, вследствие высокого содержания хрома и углерода, можно идентифицировать как карбиды хрома типа СГ7С3 - точка 5. Прямоугольные темные выделения - бориды хрома - точка 1. Здесь следует отметить, что энергодисперсионный анализатор не выявляет присутствие бора, однако высокое содержание хрома и литературные данные [13] позволяют сделать заключение о присутствии именно боридов хрома.
Weight percentage Cr | №
Si \ъл%
Fe |3.3K I
С |о.з % Ш
Weight percentage Ni |
СГ |7.4X Fe |s.OX I Si ¡3.5%
Weight percentage
30.3 X
|з.6Х
||.8Х
Рис. 12. Микроструктура элементный анализ. Стрелками показаны микропоры
а б
Рис. 13. Распространение трещин в наплавленном слое преимущественно по участкам с твердыми структурными составляющими; а, б - х500
Как показывает анализ траектории распространения трещин в наплавленном слое NiCrBSi, они преимущественно растут по границам фаз с высоким уровнем твердости, где реализуется максимальный уровень остаточных напряжений, появление которых связано с искажениями решетки матричного твердого раствора (рис. 13).
2.6. Повышенная поверхностная микротвердость
Результаты оценки микротвердости различных зон NiCrBSi покрытия однозначно указывают на повышенную поверхностную микротвердость (табл. 2).
Таким образом, по мере удаления от поверхности уровень твердости уменьшается, при этом твердость соответствующего подслоя у кольца не-
сколько ниже, чем у плунжера. Вероятно, приповерхностный градиент твердости вызван различным локальным фазовым составом [15].
Таблица 2 Результаты оценки микротвердости
кольца и плунжера
Объект Пробное кольцо Плунжер ШГН
Место замера Поверх верх-ность Середина Граница Поверх верх-ность Середина Граница
Твердость ИУг«, 1108 862 770 1130 985 831
Этот фактор особенно следует учитывать, прилагая нагрузки на напыленные и оплавленные области, не обработанные механически, т.е. сохранившие верхнюю зону слоя высокопрочной и не-
тронутой. Необходимо отметить, что желобчатые канавки на плунжерах ШГН относятся именно к таким областям.
2.7. Технологические воздействия при правке
Термические воздействия напыления и последующего оплавления, как уже было рассмотрено выше, вызывают изменение структуры, наведение внутренних напряжений. Отклонения формы заготовки, особенно горячекатаной, проявляющиеся в разностенности, приводят к градиенту температур и линейных расширений при охлаждении. Перечисленные аспекты вызывают искривление изделия, отклонение от цилинд-ричности. Для устранения искривлений применяется механическая правка изделий.
Необходимо отметить, что изделие с нанесенным на его поверхность покрытием №СгВБ1, резко снижающим возможности пластической деформации основного материала, находится в мак-рохрупком состоянии, которое можно несколько смягчить подогревом.
Известно, что скорость нагружения является одним из внешних факторов, в решающей степени влияющих на склонность материалов к хрупкому разрушению. Для предотвращения образования трещин следует минимизировать растягивающие и изгибающие нагрузки, обеспечить условия медленного и плавного приложения нагрузки (не допускать динамического ступенчатого приложения усилий!).
2.8. Циклические напряжения при эксплуатации
Высокопрочное покрытие №СгВБ1 при циклических нагрузках в парах трения, достигая предела выносливости, приобретает радиальные усталостные трещины с определенным шагом, близким к толщине покрытия.
Описанный выше приграничный никелевый подслой (см. рис. 10) имеет минимальную прочность и, следовательно, пониженное сопротивление усталости. Кроме прочего, для тел вращения наибольшие напряжения локализуются подповерхностно [25], обусловливая феномен контактной усталости. Усталостная трещина, зародившись на свободной поверхности, (например, в концентраторе напряжения в виде поры), развивается ради-ально - поперек направления основных растягивающих сил, что типично для хрупких материалов с низким К1с. Усталостные трещины фрагменти-руют покрытие, лишая его сплошности. Для столбчатых фрагментов покрытия критичным становится изгиб с максимальным напряжением под по-
верхностью. Таким образом, усталостная трещина, реализовавшись радиально, приобретает новое направление и распространяется уже продольно, окаймляя более прочную многофазную зону покрытия. Таким образом, продольно развивающиеся трещины, ускоренные коррозионным анодным растворением, встречаются и приводят к отслаиванию покрытия между ближайшими поперечными усталостными трещинами. Детальное описание гидромеханического механизма и расчет шага микротрещин, безусловно, представляет особый интерес, но выходит за рамки настоящего исследования.
Осмотр плунжеров ШГН, имеющих длительные наработки и приобретших сетку радиально расположенных усталостных трещин, показывает специфический механизм коррозионного повреждения покрытия №СгВБ1 (рис. 14). Особенность коррозии вызвана несколькими важными обстоятельствами:
1. Наличие трещины в покрытии - лифта для агрессивной среды.
2. Циклические нагрузки с форсированным капиллярным эффектом.
3. Многофазность и электрохимическая гетерогенность покрытия. Предположительно, наибольшее значение разность ЭДС имеет на границе фаз (см. рис. 12) [3].
аъ
ЦйП^й^ШШКШ-.........1<яН
Рис. 14. Фото коррозионных повреждений плунжеров: а - сетка усталостных трещин №СгВ8ьпокрытия; б - отслоение покрытия после подповерхностной коррозии; в - тест водным раствором медного купороса
Коррозия образует несплошности в форме «бутылки», имеющие узкий вход через трещину и обширные осевые габариты в приграничной области, где скорость коррозии наибольшая (наибольшая электрохимическая гетерогенность микроструктуры). Указанный специфический механизм, кстати сказать, весьма характерный для поверхностных упрочнений разной природы (также встречается на азотированных слоях), приводит к тому, что коррозия активно протекает не на по-
верхности покрытия, а в его глубине. Из-за коррозии лишенные «фундамента» области покрытия NiCrBSi легко отслаиваются, оставаясь сверху блестящими, а снизу покрытыми продуктами коррозии. Важно заметить, что описанные выше механический и коррозионный механизмы повреждения NiCrBSi покрытия действуют синергично, интерферируя, образуют весьма непростую фрак-тографию.
При проверке очищенных поверхностей отслоения покрытия водным раствором медного купороса медь практически нигде не восстанавливается, таким образом, поверхность разрушения сохраняет приграничную никелевую подложку, утратив остальную часть слоя NiCrBSi. Единичные медные точки могут быть отнесены к механическим повреждениям непрочной приграничной никелевой подложки.
2.9. Классификация факторов, влияющих на образование трещин №СгВ81-покрытия
Факторы, влияющие на образование трещин в покрытии, можно классифицировать по стадии возникновения или по причинам их происхождения и отнести к внутренним (заводским) и внешним (эксплуатационным) [2; 18].
Как видно из перечня факторов (рис. 15), влияющих на образование трещин NiCrBSi-покры-тия, большая часть относится к заводским. Очевидно, производственный контроль над всей совокупностью факторов позволяет достичь высокого качества и надежности покрытия. Следует отметить весьма сложное влияние внешнего фактора, связанного с эксплуатацией в условиях трения, циклических знакопеременных нагрузок и присутствия сероводорода.
Заключение
1. Анализ показал, что наиболее важные факторы, влияющие на образование трещин NiCrBSi-покрытия, могут быть разделены на внутренние (заводские) и внешние (эксплуатационные): к внутренним факторам следует отнести термическое влияние на основу, остаточные напряжения покрытия и основы, поры (газовые пузыри), диф-
фузию легких атомов примесей внедрения, высокую прочность при недостатке вязкости, повышенную поверхностную микротвердость, технологические воздействия при правке; к внешним - циклические напряжения при эксплуатации.
2. Установлено, что приповерхностные зоны основы в процессе напыления и оплавления нагреваются выше Ас3, поэтому следует принимать во внимание температуры критических точек материала основы. Мартенситные стали могут давать закалочные трещины в покрытии за счет высоких напряжений, формирующихся при мартенситном превращении металлической основы.
Среди сталей перлитного класса низкоуглеродистая сталь 17ГС имеет Ас3 870 °С, что обеспечивает её большую температурную стабильность и меньшую тепловую деградацию структуры по сравнению с используемой на АО «Элкам-Нефтемаш» среднеуглеродистой сталью 45 (Ас3 755 °С).
3. Очевидно, что после охлаждения объекта напыления до комнатной температуры, напряжения, вызванные различиями в коэффициентах линейного термического расширения (КЛТР) напыленного покрытия и основы, достигают максимальных величин. Показано, что сжимающие напряжения в наплавленном слое формируются в тех случаях, когда КЛТР материала основы больше, чем КЛТР покрытия.
4. Показано, что покрытиям NiCrBSi свойственна некоторая остаточная пористость. Снизить нежелательную пористость возможно путём повышения концентрации флюсующих элементов, увеличения продолжительности пребывания фаз оплавляемого покрытия в жидком состоянии, увеличения дисперсности структуры после напыления, применения нормального режима горения газов.
5. Выявлено, что диффузия атомов внедрения (бора и углерода) из наплавленного слоя в основной металл во время достаточно медленного охлаждения после оплавления формирует приграничный слой с пониженной долей твердых фаз, предохраняющий основу от развития трещины и обусловливающий специфический механизм коррозионного повреждения покрытия с трещиной.
Процесс напыления
1. Термическое влияние на основу. 2. Остаточные напряжения покрытия и основы
Ik
И
Структура покрытия
1. Поры (газовые пузыри). 2. Диффузия легких атомов примесей внедрения
Свойства покрытия
1. Высокая прочность при недостатке вязкости. 2. Повышенная поверхностная микротвердость
Эксплуатац. качества
1. Технологические л воздействия при правке. \ 2. Циклические напряжения при А эксплуатации (внешние)
L
Рис. 15. Факторы, влияющие на образование трещин NiCrBSi
6. Установлено, что микроструктура материала наплавленного слоя весьма сложная и состоит как минимум из пяти структурных составляющих. Наиболее твердые из них - бориды и карбиды хрома.
7. Показано, что NiCrBSi-покрытия имеют повышенную поверхностную микротвердость, вероятно, вызванную повышенной долей твердых фаз.
Библиографический список
1. Симонов Ю.Н. Физика прочности и механические испытания металлов. - Пермь: Изд-во ПНИПУ, 2017.
2. Георгиев М.Н., Симонов Ю.Н. Трещиностой-кость железоуглеродистых сплавов: монография. -Пермь: Изд-во ПНИПУ, 2013.
3. Heidersbach R. (Robert) Metallurgy and corrosion control in oil and gas production. - Published by John Wiley & Sons, Inc., 2011. - 293 p.
4. Materials Science and Engineering an introduction William D. Callister, Jr. Department of Metallurgical Engineering The University of Utah David G. Rethwisch Department of Chemical and Biochemical Engineering The University of Iowa. - Wiley, 2014. - 990 p.
5. Corrosion resistance of chemical production equipment: Methods for protecting equipment from corrosion. Ref. ed. / Ed. B.V. Strokana, A.M. Sukhotina. - L.: Chemistry, 1987. - 280 p.
6. API Specification 11AX. Specification for Subsurface Sucker Rod Pump Assemblies, Components, and Fittings.
7. NACE Standard MR0176-2020. Material Requirements. Metallic Materials for Sucker-Rod Pumps for Corrosive Oilfield Environments.
8. Попов А.А., Попова Л.Е. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита: справочник термиста. - 2-е изд., испр. и доп. - М.: Металлургия, 1965. - 495 с.
9. Simunovic Katica, Franz Mladen, Marie Gojko Investigation and Estimation of Residual Stress in Flame Sprayed and Fused NiCrBSi Coatings // Metalurgija. -2008. - Vol. 47 (2). - P. 93-97.
10. Comparison of Ni-Based Self-Fluxing Remelted Coatings for Wear and Corrosion Applications / N. Kazamer, R. Muntean, P.C. Vâlean, D.T. Pascal, G. Mârginean, V.-A. Serban // Materials. - 2021. - Vol. 14. - P. 3293. DOI: 10.3390/ma14123293
11. Lebaili S., Durand-Charee M., Hamar-Thibault S. The metallurgical structure of as-solidified Ni - Cr - B -Si - C hardfacing alloys // J. of Material Science. - 1988. -Vol. 23, iss. 10. - P. 3603-3611.
12. Диаграммы состояния металлических систем, опубликованные в 1984 году / Н.И. Ганина, А.М. Захаров, В.Г. Оленичева, Л.А. Петрова. - М.: ВИНИТИ, 1986. - Вып. XXIX. - 524 с.
13. Формирование износостойкого хромоникеле-вого покрытия с особо высоким уровнем теплостойкости комбинированной лазерно-термической обработкой / А.В. Макаров, Н.Н. Соболева, И.Ю. Малыгина,
8. Изделие с покрытием NiCrBSi находится в макрохрупком состоянии, поэтому ступенчатое и тем более быстрое приложение изгибающей нагрузки при технологических воздействиях следует исключить: нагружение должно быть медленным и плавным (бесступенчатым).
А.Л. Осинцева // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2015. - № 3 (717). - С. 39-46.
14. Kuroda S., Clyne T.W. The quenching stress in thermally sprayed coatings / Thin Solid Films. - 1991. -Vol. 200, iss. 1. - P. 49-66. DOI: 10.1016/0040-6090(91)90029-W
15. Harsha S., Dwivedi D.K., Agarwal A. Influence of CrC addition in Ni-Cr-Si-B flame sprayed coatings on microstructure, microhardness and wear behavior // Int J Adv Manuf Technol. - 2008. - Vol. 38. - Р. 93-101. DOI: 10.1007/s00170-007-1072-2
16. Micro structural and mechanical properties of nickel-base plasma sprayed coatings on steel and cast iron substrates / H. Skulev, S. Malinov, W. Sha, P.A.M. Basheer // Surface and Coatings Technology. - 2005. - Vol. 197, iss. 2-3. - P. 177-184. DOI: 10.1016/j.surfcoat.2005.01.039
17. Fauchais P., Heberlein J., Boulos M. Thermal Spray Fundamentals, From Powder to Part, 1st ed. - Springer: New York, NY, USA, 2014. - 1566 p.
18. Davis J.R. Handbook of Thermal Spray Technology, 1st ed. - ASM International: Materials Park, OH, USA; Novelty, OH, USA, 2004. - 338 p.
19. Simunovic K., Saric T., Simunovic G. Different approaches to the investigation and testing of the Ni-based self-fluxing alloy coatings - A review. Part 1: General facts, wear and corrosion investigations // Tribol. Trans. - 2014. -Vol. 57. - P. 955-979.
20. ASM. «Surface engineering, Handbook V.5». -ASM International, 1994.
21. ASM Handbook. Vol. 5A: Thermal Spray Technology, R. C. Tucker, Ed. - 2013.
22. Cameron, David C. Introduction to Films and Coatings: Technology and Recent Development. - 2014.
23. Properties of NiCrBSi Coating, as Sprayed and Remelted by Different Technologies / Houdkova S., Sma-zalova E., Vosfrak M., Schubert // J. Surf. Coat. Technol. -2014. - Vol. 253. - P. 14-26.
24. Characteristics of Thermally Sprayed NiCrBSi Coatings before and after Electromagnetic Induction Remelt-ing Process / P.-C. Valean, N. Kazamer, D.-T. Pascal, R. Muntean, I. Baranyi, G. Marginean, V.-A. Serban // Acta Polytech. Hung. - 2019. - Vol. 16. - P. 7-18.
25. ISO 14920:2015 Thermal spraying - Spraying and fusing of self-fluxing alloys. - 2015.
26. Штремель М.А. Разрушение: в 2 кн. Кн. 1. Разрушение. моногр.. - М.: Изд. Дом МИСиС, 2015. - 976 с.
References
1. Simonov Iu.N. Fizika prochnosti i mekhaniche-skie ispytaniia metallov [Strength physics and mechanical testing of metals]. Perm': Izdatelstvo PNIPU, 2017.
2. Georgiev M.N., Simonov Iu.N. Treshchinostoikost' zhelezouglerodistykh splavov: monografiia [Crack resistance of iron-carbon alloys: monograph]. Perm': Izdatelstvo PNIPU, 2013.
3. Heidersbach R. (Robert) Metallurgy and corrosion control in oil and gas production. Published by John Wiley & Sons, Inc., 2011, 293 p.
4. William D. C. Materials Science and Engineering an introduction. Department of Metallurgical Engineering The University of Utah David G. Rethwisch Department of Chemical and Biochemical Engineering The University of Iowa. Wiley, 2014, 990 p.
5. Corrosion resistance of chemical production equipment: Methods for protecting equipment from corrosion. Ed. B.V. Strokana, A.M. Sukhotina. Leningrad: Chemistry, 1987, 280 p.
6. API Specification 11 AX. Specification for Subsurface Sucker Rod Pump Assemblies, Components, and Fittings.
7. NACE Standard MR0176-2020. Material Requirements. Metallic Materials for Sucker-Rod Pumps for Corrosive Oilfield Environments.
8. Popov A.A., Popova L.E. Izotermicheskie i termo-kineticheskie diagrammy raspada pereokhlazhdennogo austenita: spravochnik termista [Isothermal and thermokinetic diagrams of supercooled austenite decomposition: a ther-mist's handbook]. 2nd. Moscow: Metallurgiia, 1965, 495 p.
9. Simunovic Katica, Franz Mladen, Marie Gojko. Investigation and Estimation of Residual Stress in Flame Sprayed and Fused NiCrBSi Coatings. Metalurgija, 2008, vol. 47 (2), pp. 93-97.
10. Kazamer N., Muntean R., Valean P.C., Pascal D.T., Marginean G., Serban V.-A. Comparison of Ni-Based Self-Fluxing Remelted Coatings for Wear and Corrosion Applications. Materials, 2021, vol. 14, pp. 3293. DOI: 10.3390/ma14123293
11. Lebaili S., Durand-Charee M., Hamar-Thibault S. The metallurgical structure of as-solidified Ni - Cr - B -Si - C hardfacing alloys. Joutnal of Material Science, 1988, vol. 23, iss. 10, pp. 3603-3611.
12. Ganina N.I., Zakharov A.M., Olenicheva V.G., Petrova L.A. Diagrammy sostoianiia metallicheskikh sistem, opublikovannye v 1984 godu [State diagrams of metallic systems published in 1984]. Moscow: VINITI, 1986, iss. XXIX, 524 p.
13. Makarov A.V., Soboleva N.N., Malygina I.Iu., Osintseva A.L. Formirovanie iznosostoikogo khromonike-levogo pokrytiia s osobo vysokim urovnem teplostoikosti kombinirovannoi lazerno-termicheskoi obrabotkoi [Formation of wear-resistant chromenickel coating with especially high level of heat resistance by combined laser-thermal treatment]. Metallovedenie i termicheskaia obrabotka metallov, 2015, no. 3 (717), pp. 39-46.
14. Kuroda S., Clyne T.W. The quenching stress in thermally sprayed coatings. Thin Solid Films, 1991, vol. 200, iss. 1, pp. 49-66. DOI: 10.1016/0040-6090(91)90029-W
15. Harsha S., Dwivedi D.K., Agarwal A. Influence of CrC addition in Ni-Cr-Si-B flame sprayed coatings on microstructure, microhardness and wear behavior. Int J Adv Manuf Technol., 2008, vol. 38, pp. 93-101. DOI: 10.1007/s00170-007-1072-2
16. Skulev H., Malinov S., Sha W., Basheer P.A.M. Micro structural and mechanical properties of nickel-base plasma sprayed coatings on steel and cast iron substrates. Surface and Coatings Technology, 2005, vol. 197, iss. 2-3, pp. 177-184. DOI: 10.1016/j.surfcoat.2005.01.039
17. Fauchais P., Heberlein J., Boulos M. Thermal Spray Fundamentals, From Powder to Part, 1st ed. Springer: New York, NY, USA, 2014, 1566 p.
18. Davis J.R. Handbook of Thermal Spray Technology, 1st ed. ASM International. Materials Park, OH, USA; Novelty, OH, USA, 2004, 338 p.
19. Simunovic K., Saric T., Simunovic G. Different approaches to the investigation and testing of the Ni-based self-fluxing alloy coatings. A review. Part 1: General facts, wear and corrosion investigations. Tribol. Trans., 2014, vol. 57, pp. 955-979.
20. ASM. «Surface engineering, Handbook V.5». ASM International, 1994.
21. ASM Handbook. Vol. 5A: Thermal Spray Technology, R. C. Tucker, Ed., 2013.
22. Cameron, David C. Introduction to Films and Coatings: Technology and Recent Development, 2014.
23. Houdkova S., Smazalova E., Vosfrak M., Schubert Properties of NiCrBSi Coating, as Sprayed and Remelted by Different Technologies. Journal Surf. Coat. Technol., 2014, vol. 253, pp. 14-26.
24. Valean P.-C., Kazamer N., Pascal D.-T., Muntean R., Baranyi I., Marginean G., Serban V.-A. Characteristics of Thermally Sprayed NiCrBSi Coatings before and after Electromagnetic Induction Re-melting Process. Acta Polytech. Hung, 2019, vol. 16, pp. 7-18.
25. ISO 14920:2015 Thermal spraying - Spraying and fusing of self-fluxing alloys. 2015.
26. Shtremel' M.A. Razrushenie [Destruction]. V 2 kn. Kn. 1. Razrushenie. monogr. Moscow: Izd. Dom MISiS, 2015, 976 p.
Поступила: 09.06.2023
Одобрена: 23.06.2023
Принята к публикации: 01.09.2023
Об авторах
Соколов Иван Юрьевич (Пермь, Российская Федерация) - генеральный директор АО «ЭЛКАМ-Нефте-маш», аспирант кафедры металловедения и термической обработки металлов ПНИПУ (Российская Федерация, г. Пермь, 614990, Комсомольский пр., 29, e-mail: office@elkam.ru),
Симонов Юрий Николаевич (Пермь, Российская Федерация) - доктор технических наук, профессор, заведующий кафедрой металловедения и термической обработки металлов ПНИПУ (Российская Федерация, г. Пермь, 614990, Комсомольский пр., 29, e-mail: simonov@pstu.ru),
Мольцен Станислав Николаевич (Пермь, Российская Федерация) - директор по качеству АО «ЭЛКАМ-Нефтемаш», аспирант кафедры металловедения и термической обработки металлов ПНИПУ (Российская Феде-
рация, г. Пермь, 614990, Комсомольский пр., 29, e-mail: stanislav@vputehod.ru, ORCID: 0000-0002-5269-8119).
Кравченко Андрей Владимирович (Пермь, Российская Федерация) - инженер по качеству АО «ЭЛКАМ-Нефтемаш», аспирант кафедры металловедения и термической обработки металлов ПНИПУ (Российская Федерация, г. Пермь, 614990, Комсомольский пр., 29, e-mail: andrew@vputehod.ru, ORCID: 0000-0003-4308-2977).
About the authors
Sokolov Ivan Yu. (Perm, Russian Federation) - General Manager of JSC ELKAM-neftemash, post-graduate student of the Department of Metal Science and Heat Treatment of Metals, PNRPU (29, Komsomolsky ave., 614990, Perm, Russian Federation, e-mail: office@elkam.ru).
Yuri N. Simonov (Perm, Russian Federation) - Doctor of engineering science, professor, the head of Metals and heat treatment department, Perm National Research Polytechnic University (29, Komsomolsky ave., 614990, Perm, Russian Federation, e-mail: simonov@pstu.ru).
Stanislav N. Moltsen (Perm, Russian Federation) -Head of quality service ELKAM, post-graduate student of the Department of Metal Science and Heat Treatment of Metals, Perm National Research Polytechnic University (29, Komsomolsky ave., 614990, Perm, Russian Federation, e-mail: stanislav@vputehod.ru, ORCID: 0000-0002-5269-8119).
Andrew V. Kravchenko (Perm, Russian Federation) -Expert of quality ELKAM, post-graduate student of the Department of Metal Science and Heat Treatment of Metals, Perm National Research Polytechnic University (29, Komso-molsky ave., 614990, Perm, Russian Federation, e-mail: andrew@vputehod.ru, ORCID: 0000-0003-4308-2977).
Финансирование. Исследование выполнено при поддержке АО «ЭЛКАМ-Нефтемаш».
Конфликт интересов. Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.
Вклад всех авторов равноценен.
