CC BY
25
ходных слоёв, соизмеримых с толщиной наноплёнок. Полученные композиции характеризуются отсутствием явно выраженных межфазных границ в системе «плёнка-основа», что позволяет снизить фактор локализации пиковых напряжений в переходной области при эксплуатации изделий на основе стали 110Г13Л при динамических и ударных воздействиях.
Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования и науки РФ проекта № 11.11760.2018/11.12 «Повышение эксплуатационных свойств гетерофазных материалов на основе применения наноструктурированных топокомпозитов».
Научный руководитель Коротаев Д.Н.
Список литературы
1. Upadhyay R., Brossard N., Chen C. H. Mechanisms underlying astringency: introduction to an oral tribology approach // J. Phys. D: Appl. Phys. 2016. Vol. 49. Р. 104003.
2. Matthews A., Franklin S., Holmberg K. Tribological coatings: contact mechanisms and selection // J. Phys. D: Appl. Phys. 2007. Vol. 40. P. 5463.
3. Грязнов Б. Т., Зинкин А. Н., Прудников В. В., Стасенко В. П. Технологические методы повышения долговечности машин микрокриогенной техники. Новосибирск: Наука, 1999. 274 с.
4. Полещенко К. Н., Коротаев Д. Н., Тарасов Е. Е. Структурно-морфологические особенности наноструктурных топокомпозитных покрытий триботехнического назначения // Вестник СибАДИ. 2016. Вып. 4(50). С. 126-132.
5. Гринберг П. Б., Полещенко К. Н., Горюнов В. Н., Тарасов Е. Е. Метод получения наноструктурированных топокомпозитов для повышения несущей способности конструктивных элементов энергооборудования // Вестник Омского университета. 2012. № 2 (64). С. 253-258.
6. Горюнов В. Н., Гринберг П. Б., Тарасов Е. Е. Влияние поверхностной модификации на фреттингостой-кость материалов энергоустановок и газотурбинных двигателей // Вестник Омского университета. 2012. № 2(64). С. 241-244.
7. Гринберг П. Б., Полещенко К. Н., Суриков В. И., Тарасов Е. Е. Технология нанесения наноструктуриро-ванных металлопокрытий на резинотехнические изделия // Вестник Омского университета. 2012. № 2(64). С. 249-252.
8. Полещенко К. Н., Худякова О. Д. Фреттингостойкость наноструктурных топокомпозитов на титановой основе // Упрочняющие технологии и покрытия. 2016. № 11(143). С. 44-48.
9. Ziegler J. F., Ziegler M. D., Biersack J. P // Nucl. Instr. Meth. Phys. Res. B. 2010. Vol. 268. P. 1818-1823.
10. Vershinin G. A., Poleshchenko K. N., Povoroznyuk S. N., Keba V. V., Subocheva T. . Mass transfer in heterogeneous materials with high-intensity beams of charged particles // Surface Investigation. 2000. Vol. 16. P. 761-767.
11. Каур И., Густ В. Диффузия по границам зёрен и фаз. М.: Машиностроение. 1991. 448 с.
12. Овидько И. А., Рейзис А. Б. Переползание зернограничных дислокаций и диффузия в нанокристалличе-ских твердых телах // Физика твердого тела. 2001. Т. 43. Вып. 1. С. 35-38.
УДК 621.791.927
ВЛИЯНИЕ ЗАКАЛКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА МЕТАЛЛА ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ ХРОМИСТОЙ СТАЛИ, ЛЕГИРОВАННЫХ КОМПЛЕКСОМ БОРИДНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
INFLUENCE OF THE HARDENING ON THE STRUCTURE AND PROPERTIES OF THE METAL COATINGS ON CROMIUM BASED STEEL ALLOYING OF THE COMPLEX OF BORIDE COMPOUNDS
Е. Н. Еремин, А. С. Лосев, С. А. Бородихин, И. А. Пономарев, А. Е. Маталасова
Омский государственный технический университет, г. Омск, Россия
E. N. Eremin, A. S. Losev, S. A. Borodihin, I. A. Ponomarev, A. E. Matalasova
Omsk State Technical University, Omsk, Russia
Аннотация. Рассмотрено влияние режимов закалки на структуру и свойства металла, наплавленного высокохромистой порошковой проволокой мартенситного класса с карбидо-боридно-нитридным легированием. Установлено, что закалка с температуры 1020 °С обеспечивает твердость в пределах 54 -58 HRC. Показано, что упрочнение обусловлено образованием мартенситной структуры, эвтектической со-
ставляющей на базе боридов хрома и железа, частиц карбоборидов, карбидов и нитридов большей частью хрома и титана, и с-фазы. Такой режим закалки может быть использован в технологии износостойкой наплавки деталей различного назначения.
Ключевые слова: наплавка, порошковая проволока, боридные соединения, закалка, мартенсит.
DOI: 10.25206/2310-9793-2018-6-2-177-181
I. Введение
В промышленности широкое распространение нашли технологии повышения эксплуатационных свойств поверхностным упрочнением деталей машин, работающих в сложных условиях эксплуатации. Одной их таких технологий упрочнения является наплавка рабочих поверхностей износостойкими порошковыми проволоками.
Известно, что высокую прочность и коррозионную стойкость покрытий обеспечивает наплавка порошковыми проволоками на железохромовой основе [1-4]. В то же время при работе в условиях абразивного износа стойкость покрытий на железохромовой основе недостаточна в связи с малым количеством упрочняющих фаз в структуре наплавленного металла.
II. Постановка задачи
Одним из способов повышения износостойкости наплавленного металла является совместное твердорас-творное упрочнение и фазовое упрочнение дисперсными частицами. Перспективным методом упрочнения литого металла является легирование его бором [5-8]. Известна эффективность применения в порошковых проволоках комплекса боридных соединений [9-11]. Такие проволоки обеспечивают повышенную износостойкость наплавленного металла мартенситного либо мартенситностареющих классов.
Однако механическая обработка металла в состоянии после наплавки затруднена вследствие его высокой твердости. Поэтому для снижения твердости такого наплавленного металла проводят его отпуск. После механической обработки отпущенного металла для восстановления его свойств требуется провести закалку. Вместе с тем режимы закалки и получаемые свойства покрытий, наплавленных хромистыми порошковыми проволоками комплекснолегированными боридными соединениями не исследованы.
В связи с этим в работе поставлена задача исследования упрочения закаленных, после отпуска, покрытий на основе мартенситной хромистой стали с карбидно-боридно-нитридным легированием.
III. Теория
В работе исследовали влияние режимов закалки на дюрометрические свойства, микроструктуру и фазовый состав металла покрытий, наплавленных высокохромистой порошковой проволокой, легированной комплексом боридных соединений, с шихтой состава: 15% Cr + 0,5% B4C + 0,5% BN + 2,5% TiB2 + 1,0% ZrB2. С целью уменьшения опасности образования пор в наплавленном металле в состав порошковой проволоки введено 0,5% кремнефтористого натрия. В качестве оболочки порошковой проволоки использовали стальную ленту марки 08кп размером 15*0,8 мм по ГОСТу 503-81 с коэффициентом заполнения 0,34.
Наплавку осуществляли в аргоне в четыре слоя на пластины размером 200*50*10 мм опытной порошковой проволокой диаметром 2,4 мм. Режим наплавки: сила тока 230 А; напряжение 24 В; скорость наплавки 20 м/ч.
Металлографические исследования наплавленного металла проводили на оптическом микроскопе AXIO Observer A1m (Carl Zeiss). Микроструктура выявлялась химическим травлением в реактиве состава: CuSO4 -4 г; HCl - 20 мл; H2O - 20 мл.
Дюрометрические исследования проводили на образцах из металла после наплавки и термической обработки c помощью твердомера ТК-2 по методу Роквелла и микротвердомера Shimadzu HMV-2 по методу Виккерса. Микротвердость измеряли по поперечному сечению наплавленного покрытия, начиная с основного металла с шагом 0,2 мм.
Электронно-микроскопические исследования проводили на растровом электронном микроскопе JEOL JSM-6610-LV с приставкой Inca-350 энергодисперсионного анализа (ЭДА).
Исследовался металл в состояниях после отпуска и закалки.
IV. Результаты экспериментов и обсуждение
Установлено, что в результате отпуска металла исследуемой композиции микротвердость по поперечному сечению покрытия изменяется в пределах 250-450 HV. При этом твердость такого металла находится в преде-
лах 26-28 HRC. После отпуска исследуемого металла провели его закалку по трем режимам рекомендованных для сталей такого класса: при температурах нагрева 950 °С, 1020 °С, 1100 °С [12]. Результаты измерения микротвердости по поперечному сечению исследуемого металла после отпуска и последующей закалки на выбранных режимах приведены на рис. 1.
НУ
150
-2 -1,6 -1,2 -0.8 -0.4 0 0,4 0,8 1,2 1,6 2 2,4 2,8 3,2 3,6 4 4,4 4.8 5,2 5,6 6 6,4 6,8 7,2 7,6 8 8,4 8.8 92 9,6 10 мм -отпуск 800 °С ---закачка 950 "С - - закачка 1020 °С •••• закачка 1100 °С
Рис. 1. Распределение микротвердости по сечению комплекснолегированного покрытия после закалки
Как видно, микротвердость по перечному сечению покрытия после закалки с температуры 950 °С изменяется в пределах 550-750 HV, после закалки с температуры 1020 °С - в пределах 740-900 HV и после закалки с температуры 1100 °С - в пределах 750-940 HV. Наиболее высокая стабильность значений микротвердости имеет место при закалке с температуры 1020 °С.
Твердость по слоям покрытия, наплавленного порошковой проволокой с боридными соединениями, после закалки с температуры 950 °С находится в пределах 51-54 HRC, после закалки с температуры 1020 °С - 52-58 HRC, а после закалки с температуры 1100°С - 53-56 HRC.
Как видно, наилучшие результаты дает закалка с температуры 1020 °С. Твердость металла после такого режима закалки практически совпадает с твердостью металла после наплавки.
Как показали металлографические исследования, наплавленный металл покрытия с боридами после такой закалки имеет сложную композиционную структуру с железохромистой мартенситной матрицей, боридной эвтектикой и дисперсными включениями карбоборидов и высокопрочных нитридов. Твердость металла достигает максимального значения в 58 HRC.
Микротвердость матрицы высока и находится в пределах 688-784 HV, эвтектики - 814-971 HV, частиц -1052-1105 HV. Можно отметить, что твердость матрицы такого металла значительно выше, а упрочняющих фаз - несколько ниже, чем у металла после наплавки.
Результаты просвечивающей электронной микроскопии тонкой структуры металла, легированного комплексом боридных соединений, после закалки приведены рис. 2.
а)
•(313)СпСз
(214)РеСг
в)
Рис. 2. Микроструктура металла, наплавленного порошковой проволокой исследуемого состава: а) тонкая структура (х 6000); б) режим электронографа; в) микродифракция
Такой металл представляет собой пересыщенный легирующими элементами а-твердый раствор с развитой и замкнутой эвтектикой, образованной на базе борида ^е, Сг)2В, имеющего каркасное строение. В структуре металла образуется мартенсит реечной морфологии. Протяженность реек составляет в среднем около 1,5 мкм. Наблюдаются также мартенситоподобные области, происхождение которых связано с распадом аустенита по промежуточному механизму. Выявлены участки бейнитной структуры и легированного цементита ^е, Сг)3С.
Структура металла характеризуется большим количеством, особой морфологией и химическим составом эвтектики и промежуточных фаз. Наряду с мартенситной матрицей и эвтектикой имеет место значительное количество упрочняющих фаз. Просвечивающая электронная микроскопия показывает наличие дисперсных включений частиц нитридов титана TiN и нитридов хрома СгК
Отмечены рефлексы как от первичных карбидов Сг7С3, так и от вторичных карбидов Сг23С6. Карбид Сг23С6 является низкотемпературной формой карбида и всегда образуется на ранних стадиях выделения, поскольку он легко зарождается [13]. По-видимому, происходит переход легированного цементита в специальный карбид. Обнаружено присутствие и с-фазы, наличие которой характерно для таких сталей [14, 15].
Таким образом, упрочнение закалкой наплавленного металла с карбидо-боридно-нитридным легированием обусловлено образованием мартенситной матрицы с эвтектической составляющей на базе боридов хрома и железа ^е, Сг)2В, частиц карбоборидов ^е, Сг)7(С, В)3, карбидов и нитридов хрома и титана и с-фазы.
V. Выводы и заключение
1. Рациональной термической обработкой отпущенных после наплавки покрытий на основе хромистой стали с карбидно-боридно-нитридным легированием является закалка с температуры 1020 °С, повышающая твердость металла до 58 ИЯС. Такое упрочнение обусловлено образованием мартенситной структуры, эвтектической составляющей на базе боридов хрома и железа, частиц карбоборидов, карбидов и нитридов большей частью хрома и титана и с-фазы.
2. Предложенный режим закалки может быть использован в технологии износостойкой наплавки деталей различного назначения.
Источник финансирования. Благодарности
Работа выполнена за счет гранта Российского научного фонда (проект №17-19-01224).
Список литературы
1. Рябцев И. А. Наплавка деталей машин и механизмов. Киев: Екотехнолопя, 2004. 159 с.
2. Юзвенко Ю. А., Кирелюк Г. А. Наплавка порошковой проволокой. М.: Машиностроение. 1975. 45 с.
3. Коротков В. А. Исследование свойств высоколегированных наплавок // Сварочное производство. 1997. № 10. С. 30-32.
4. Степин В. С. Современные наплавочные материалы для уплотнительных поверхностей арматуры АЭС и ТЭС / В. С. Степин [и др.]. // Арматуростроение. 2006. № 2. С. 55-56.
5. Лякишев Н. П., Плинер Ю. Л., Лаппо С. И. Боросодержащие стали и сплавы. М.: Металлургия, 1986. 192 с.
6. Арнаутова М. Б., Бекетов А. Р., Арнаутов Б. В., Ожегов В. В. Влияние бора на структуру и свойства литой аустенитной стали 25Х8Г8Т // Литейное производство. 2007. № 5. С. 38-42.
7. Raghavan V. B - Cr - Fe - Ti (Boron - Chromium - Iron - Titanium) // Journal of Phase Equlibria. 2003. V. 24, no 5. P. 459-460.
8. Zhong L., Xiang C., Yan-xiang L., Kai-hua H. High boron iron-based alloy and its modification // J. of Iron and Steel Research, International. 2009. V. 16, no 3. P. 37-42.
9. Артемьев А. А., Соколов Г. Н., Дубцов Ю. Н., Лысак В. И. Формирование композиционной структуры износостойкого наплавленного металла с боридным упрочнением // Известия высших учебных заведений. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2011. № 2. С. 44-48.
10. Eremin E. N. Using boride compounds in flux-cored wires for depositing maraging steel // Welding International. 2013. Vol. 27, no 2. P. 144-146.
11. Eremin E. N., Losev A. S., Borodikhin S. A., Ivlev K. Ye. Effect of the boride-nitride hardening on the structure and properties of chromium steel deposited with a flux-cored wire // Oil and Gas Engineering (0GE-2017) AIP Conf. Proc. 1876. 2017. P. 020071-1-020071-6. DOI: 10.1063/1.4998891.
12. Гольдштейн М. И., Грачев С. В., Векслер Ю. Г. Специальные стали. М.: МИСИС, 1999. 408 с.
13. Vach M., Kunikova T., Domankova M. [et al.]. Evolution of secondary phases in austenitic stainless steels during long term exposure at 600, 650 and 800 °C // Materials Characterization. 2008. V. 59. P. 1792-1798.
14. Villanueeva D. M. E., Junior F. С. Р., Plaut R. L., Padilha A. F. Comparative study on sigma phase precipitation of three types of stainless steels: austenitic, superferritic and duplex // Mater. Sci. Techol. 2006. Vol. 22. P. 1098-1104.
15. Pohl M., Storz O., Glogovski T. Effect of sigma-phase morphology on the properties of duplex stainless steels // Microsc. Microanal. 2005. Vol. 11. Suppl. 2. P. 230-231.
УДК 621.791.927
ВЫБОР РЕЖИМА ОТПУСКА ПОКРЫТИЙ, НАПЛАВЛЕННЫХ ВЫСОКОХРОМИСТОЙ ПОРОШКОВОЙ ПРОВОЛОКОЙ С КАРБИДНО-БОРИДНО-НИТРИДНЫМ ЛЕГИРОВАНИЕМ
SELECTION OF THE RELEASE MODE FOR DEPOSITED COATINGS BY HIGH-HROMIUM FLUX CORED WIRE WITH CARBIDE-BORIDE-NITRIDE ALLOYING
Е. Н. Еремин, А. С. Лосев, С. А. Бородихин, И. А. Пономарев, А. Е. Маталасова
Омский государственный технический университет, г. Омск, Россия
E. N. Eremin, A. S. Losev, S. A. Borodihin, I. A. Ponomarev, A. E. Matalasova
Omsk State Technical University, Omsk, Russia
Аннотация. Рассмотрено влияние режимов отпуска на структуру и свойства металла, наплавленного высокохромистой порошковой проволокой мартенситного класса с карбидо-боридно-нитридным легированием. Показано, что отпуск при температуре 800 °С обеспечивает твердость металла до приемлемых для механической обработки значений. В результате отпуска металла с боридами происходит распад структуры с образованием ферритной матрицы, количество эвтектики и частиц упрочняющих фаз
