CC BY
8
УДК 621.791 DOI: 10.30977/BUL.2219-5548.2020.90.0.49
ВПЛИВ СТРУКТУРИ ТА ФАЗОВОГО СКЛАДУ НА ЗНОСОСТШЮСТЬ ЕКОНОМНОЛЕГОВАНИХ МЕТАСТАБ1ЛЬНИХ I ВТОРИННО ТВЕРД1ЮЧИХ
СТАЛЕЙ СИСТЕМИ Cr-Mn-Ti
Шконов О.Я., Багров В.А., Донченко Д.О. Харк1вський нацюнальний автомобшьно-дорожнш ушверситет
Аннотащя. Розглянут1 питания еплиеу зношуеання на утеорення «бшог смуги» в метастаб1-лъних аустемтних, мартенситно-аустемтних та еторинно тверд1ючих сталях системы Сг-Мп-И, якг додаткоео леговат Мо, В, V. Проведен/ досл1дження тдтверджуютъ можлив1сть утеорення «бшог смуги» як у сплавах, що маютъ еисоку концентрац1ю елемент1в -аустешзатор1в, так / в процеа легуеання карб1доутворювальними елементами (V, Мо). Ключoвi слова: порошкоеий др1т, сталь, наплаелення, карб1ди, знососттюстъ, структура
Вступ
На сучасному еташ розвитку науки й тех-шки одним з найважливших завдань е еко-ном1я метатв шляхом рацюнального конс-труювання та шдвищення надшносп й довгов1чносп найбшьш важливих деталей машин, мехашзм1в, агрегат1в.
Пщвищення конструкцшно! мщност1 до-сягаеться р1зними способами, серед яких насамперед можна назвати вдосконалення технолог!! нанесения р1зних покритпв на детат, створення економних легованих на-илавних матер1атв, розробка технологш, яю забезиечують полшшення оброблюваносп покритпв та ¿и.
Покриття широке використовуеться практично у вс1х галузях техшки й науки, серед них машинобудування, автомобшебудуван-ня, атомна енергетика, бущвельш конструк-цп тощо. Склад \ технолопя нанесения покритпв залежать насамперед вщ умов експлуатацп виробу або шструмента, вщ матер1алу, з якого вони виготовлеш. Одшею з основних цшей нанесения покритпв е шд-вищення знососнйкосн.
Анал1з публжацш
Способи захисту вщ зношування залежать вщ багатьох чинниюв, зокрема вщ умов ро-боти деталь Так, у багатьох випадках достат-ньо нанесения тонкого захисного шару, щоб запоб1гти зношуванню. Це можливо, коли мала загальна величина зношування, р1зке зниження адсорбцп, р1зко змшш умови екс-плуатацп та ¿и.
У тому ж випадку, коли шд час роботи деталей зношування зазнае шар велико! тов-щини, коли кр1м зносост!йкост! поверхневого шару необх!дно мати досить високими й шш1
властивост!, наприклад, втомну мщшсть, то запоб1гти зношуванню можна наплавленням.
У вибор! виду покриття треба насамперед виходити з технолопчносн процесу, що мю-тить так! поняття, як вщомосн до мшмуму кшькосн операцш, витрати матер1атв, кшь-юсть нанесения шар1в, зменшення витрати електроенергп, запоб1гання вщшаровування.
3 метою шдвищення знососнйкосн деталей, що працюють в умовах молекулярно-мехашчного та шших вид1в мехашчного зношування, велике значения набувае розробка ресурсозаощаджувальних знососийких сплав1в 1 технолопя !хнього наплавлення.
Зносостшкють 1 довгов1чшсть деталей, що експлуатуються в умовах тертя металу по металу в раз1 шдвищених тисюв 1 температур, значних швидкостей вщносного перем1-щення складових пар тертя, суттево зростае в процес1 наплавлення дшянок, що зношують-ся, сплавами, обраними з урахуванням особ-ливостей зношування, змши температури й температурних град1еннв, мщносн металу наплавлення й навколошовно! зони.
Незважаючи на велику кшьюсть досл1-джень у напрям1 оцшювання причин утво-рення гарячих 1 холодних трщин у процес1 наплавлення знососийких наплавних сплав1в [1-4], на сьогодш актуальними залишаються питания розробки економних легованих знососийких наплавних матер1атв 1 технолог!! !хнього нанесения.
Одним ¿з чинниюв, що впливае на довго-в1чшсть шструмента гарячого деформування, е температура. Вплив температури пов'яза-ний з такими явищами, що вщбуваються в поверхневому й шдповерхневому шарах:
- змшою показниюв мехашчних власти-востей за умови зростання температури;
- выпусками i структурними перетворен-нями;
- появою вторинних деформацш i напру-жень, яю е наслщком нер1вном1рного розпо-дшу температур.
Неприпустимий дефект - часткове або повне вщшаровування зносостшкого шару, яке виникае внаслщок утворення трщин у зонах сплаву в мартенситному або бейштно-мартенситному прошарку, якщо доля метас-табшьного аустешту перевищуе 70-80 %. Товщина мартенситного, бейштно-мартенситного прошарку в 30Hi проплавлен-ня досягае декшькох тисяч мкм. 3 шдвищен-ням концентрацп вуглецю в середньохроми-стому наплавленому метат бшьше шж 1,802,00 % товщина под1бного прошарку стано-вить кшька десятюв мкм. Через малу р1зни-цю коефщенпв розширення метастабшьного високовуглецевого аустешту вплив цього чинника на р1вень напружень незначний. На шдстав! проведених дослщжень i анатзу po6iT A.M. Макари, СЛ. Макарова, Л.С. Л> вшиця, Д. Броека та ш. запропонована зага-льна для макроскошчних i мшроскошчних прошарюв схема процесу вщшаровування.
Зближення х1м1чного й фазового складу першого й наступних mapiB досягаеться зме-ншенням частки основного металу: подачею знеструмлено! присадки шд дугу; циктчним перемиканням дуги прямо! дп на дугу непрямо! дп в процес! наплавлення розщепле-ним електродом.
У процес! наплавлення сталевих прокат -них валюв зносостшкими високовуглецеви-ми сталями систем C-Cr-Mn-Si-Ti 3i структурою метастабшьного аустешту вщшаровування запоб1гаеться наплавленням маловуглецевого шдшару й шдвищенням температури попереднього шд!гр!ву до 723733 °С.
Вщсутшсть у 30Hi сплавления абразивнос-тшких сплав1в з вуглецевими сталями мшро-скоп1чного прошарку 3i структурою «бшо! смуги» й запоб1гання в1дрив1в одношарового наплавлення можна досягти застосуванням економнолегованих наплавних сталей систе-ми C-Ti-B-Ni. Економ1я дефщитних легую-чих домшок досягаеться: застосуванням економних легованих сплав1в, шдвищенням коефщента засвоення легуючих елемент!в, зменшенням припуску на обробку.
Мета i постановка завдання
Дослщження впливу структури й фазового складу на зносостшюсть економнолегова-
них метастабшьних аустештних сталей сис-теми Сг-Мп-Т! та вторинно тверддачих сталей додатково легованих Мо, В, V.
Вплив структури 1 фазового складу на зно-состшккть економнолегованих метастабшьних 1 вторинно тверд1ючих сталей системи Сг-Мп-Т
У використанш вторинно тверддачих сплав1в системи Ре-С-Сг-№-Мо-8! стшюсть матриць для вирубки заготовок фланщв колю, шестерень, дисюв, наплавлених сталлю 08Х6Н8МТС, виявляеться вище за тих, що наплавлен! сталями 20В9Х4М4ФТ ! 50Х14В4ФТ.
Оск!льки варт!сть вторинно тверддачих легованих н!келем сплав!в системи Бе-С-Сг-№-Мо-8! досить висока, то була поставлена мета розробити аналоги цих сталей без легу-вання !х н!келем. Розроблена сталь 20Х3Г9М5Т2С, що зм!цнюеться ендогенни-ми карбщами титану й дисперс!йними част-ками !нтерметал!ду зал!зо - мол!бден.
Мехашзоване наплавлення зд!йснювалось порошковими дротами шд флюсами АН-22 та АН-20 з подачею в головну частину ванни знеструмлено! леговано! присадки, що змен-шуе частку основного металу, питому витра-ту електроенерг!! й шдвищуе насичення ле-гувальними елементами. Наплавлення шд флюсом зд!йснювалось за умови 1Д=300...350 А, ид=26...30 В,
q=6...10 кДж/см. У процес! ручного наплавлення - 1д=180...220 А, ид=25.28 В.
Наплавлення матер!ал!в проводилося в мдш форми з р!зною швидюстю примусово-го охолодження. Досл!джувалися метастаб!-льн! аустен!тн!, мартенситно-аустен!тн! й вторинно тверддач! стал! системи Сг-Мп-Т!, як! додатково леговаш Мо, V.
Для випробування використовувалася машина тертя 2070 СМТ-1. Схема випробування - диск-колодка. Режими тертя: швид-юсть обертання диска 0,5 м/с; навантаження на зразок 25, 50 Н; матер!ал контрт!ла - сталь 45Х тверд!стю 47-49НЯС.
Визначався як масове, так ! л!н!йне зно-шування. Для зносост!йких сталей з бейшт-ною, бейн!тно-мартенситною ! метастабшь-ною аустен!тною структурою основним матер!алом-еталоном прийнято наплавлений метал 30Х2В8Ф.
Проведене наплавлення дротами 1111 -08Х6Н8М7С, ПП - 25Х5ФМ, ПП - АН-132. Необх!дно в!дзначити зменшення к!лькост! зародюв гарячих тр!щин у процес! наплав-
лення ПП - 08Х6Н8М7С (сталь 30Х3Н4М3Ф по першому шару) пор1вняно з даними мета-лограф1чного анатзу для шар1в, отриманих порошковим дротом ПП - АН-132 (сталь 35Х4В3М3Ф по четвертому-шостому шарам, сталь 45Х3В2М2НФ - по першому шару).
У зони проплавлення розрахунков1 частки мартенситу, що отримаш експериментально за умови наплавлення дротами ПП -08Х6Н8М7С 1 ПП - 25X5 ФМ, приблизно р1вш - 60 %, для четвертого-п'ятого шар1в -80 1 70 % вщповщно.
На основ1 дослщжень ф1зики твердого т1-ла матер1ал1в, що працюють в умовах тертя, висуваються таю вимоги: висока мщшсть, значний запас мшропластичносп, окалинос-тшюсть, висока твердють; в умовах контакт-них напружень у процес1 припрацювання матер1ал мае бути схильний до здр1бнювання мшроструктури. Найбшьший вплив на щ властивосп мае склад I структура матер1алу.
Взаемозв'язок розрахунково! штенсивно-сп зношування й вщносно! зносостшкосп мартенситно-аустештних та шструменталь-них сталей (50ХНМ, 08Х6Н8М7С, 40Х4Г8Т2С, 20Х3Г9М5Т2С та ш.) установ-лювався в умовах близьких до середшх тис-юв на контактнш поверхш в раз1 гарячо! об-робки сталей. Пщ час припрацювання в процес1 навантаження в сталях, що досл1-джувались, спостершалось окисне зношування. У раз1 збшьшення часу тертя окисне зношування переходить у теплове, що супроводжуеться контактним схоплюванням 1 оплавлениям поверхонь тертя. Найбшьшу зносостшюсть показала сталь
20Х3Г9М5Т2С.
Змша дислокацшно! структури приграни-чних зон тертя й старшня шд впливом дп шдвищених температур I деформацш е одним з основних чинниюв шдвищення контактно! мщност1 й м1кропластичност1 поверх-невих шар1в. Кр1м вище перел1чених чинниюв, зменшення зношування можна пояснити змшою адгезшно! складово! сили тертя, зони пластичних деформацш, впливом значно! кшькосп й р1вном1рним розподшом карбадв титану в об'ем! металу.
Дослщження первинно! структури напла-влених сталей виявило наявшсть бших про-шарюв, яю незначно в1др1зняються за шириною.
Металограф1чний анал1з розташування прошарюв показав, що найчаспше !хне розташування повторюе фронт кристатзацп наплавленого металу.
Додаткове легування цих сталей титаном у кшькосп 2.5 % сприяло запоб1ганню вщ-кол1в по зош сплавления. Поблизу лшп сплавления перебувае зона основного металу завширшки до 7.15 мкм, мшротвердють яко1 трохи нижча за мшротвердють основного металу, що свщчить про дифузшш проце-си. Мшроструктура хромомарганцевого наплавленого металу ¿з вмютом титану до 4 % наведена на рис. 1, 2.
1,07 С, х600 1,31 С, х600
Рис. 1. Мшроструктура хромомарганцевого наплавленого металу ¿з вмютом титану до 4 %, Сг ~ 9,51 %; Мп ~ 8,86 %, 8! ~ 1,87 %.
1,07 С, х200 1,31 С, х600
Рис. 2. Мшроструктура хромомарганцевого наплавленого металу ¿з вмютом титану до 4 %, Сг ~ 8,20 %; Мп ~ 7,54 %, 8! ~ 1,87 %.
Зютавлення розрахункових 1 експеримен-тальних величин штенсивносп зношування показали, що розрахунков! значения штенсивносп зношування можна використовувати для ор1ентовно! оцшки зносостшкосп спла-в1в р1зного х1м1чного складу, але близьких за структурним класом. Зпдно з теор1ею втом-ного зношування руйнування поверхневих шар1в за умови зовшшнього тертя обумовле-не знакозмшними напруженнями [1, 5]. У деяких випадках у раз! нормальних напружень, вщповщних до пружних деформацш, пластична теч1я в поверхневих шарах викли-каеться дотичними напруженнями. В умовах пластичного контакту навантаження, яю приводять до пластично! деформацп, суттево залежать вщ молекулярно! складово! коеф> щента тертя.
Для вс1х дослщжених сплав1в характер-ним е поступове зменшення розкиду значень мшротвердоси за глибиною зони тертя.
Змша мшротвердосп в приповерхшх шарах на стадп зношування обумовлена проце-сами взаемно! дифузп матер1ал1в пари тертя, виб1ркового окиснення й термодифузшного перерозподшу змщнювально! фази шд д1ею температур I деформацш, яю паралельно вщбуваються. Перел1чеш змши впливають на штенсившсть зношування матер1ал1в, яю дослщжувались. Низька здатшсть до змщ-нення шструментальних сталей призводить до шдвищення темпу зношування й передча-сного переходу до стадп критичного зношування. Двшникування й видшення карбщ1в по двшниках у метастабшьних аустештних 1 вторинно тверддачих сталях шдвищуе ошр пластичним зрушенням у раз1 шдвищених температур, ускладнюючи руйнування робо-чих поверхонь у процес1 тертя [5-8]. 1нтен-сившсть зношування деяких дослщжених сталей наведено на рис. 3.
О, мг
800
600
400
200
0,25
0,50
0,75
1,00 Час
Рис. 3. 1нтенсившсть зношування наплавле-
ного металу
Пюля випробування за умови об'емно! температури робочо! частини зразка Т=553...573 К у контактних об'емах наплав-леного металу типу 30Х2В8Ф виявлеш роз-ширення границь зерен, лшп зрушення, бшьш др1бне зерно пор1вняно з шарами, що лежать нижче. Поза зоною пластично! дефо-рмацп величина зерен вщповщае !хшм роз-м1рам до початку випробувань, границ! зерен вщносно тоню. Кшьюсть 1 розташування карбадв також аналопчш структурним характеристикам наплавленого металу типу 30Х2В8Ф. Структура, що формуеться у фронт! зношування, под1бна на структуру бшо! зони за будовою 1 визначаеться високою м1к-ротвердютю. Характерна змша структури
наплавленого металу в контактнш зон1 и нижчих шарах наведена на рис. 4.
3 шдвищенням температури стрижня тертя до Тст - 823 К мшротвердють металу контактних об'ем1в пом1тно знизилася. Для граничного шару характерна структура «бшо! смуги» теля високого вщпуску.
В окремих зразках ¿з хромомол1бденового наплавленого металу виявлеш порушення суцшьносп за границями зерен.
У120Х4Т3
30Х4Ф1СТР
Рис. 4. Структура наплавленого металу теля випробувань на зношування: а - у повер-хт; б - 2 мм вщ поверхт (*500)
Структура вщпущеного металу «бшо! зони» направлениям стат 50Х5М2В2Н1Ф зм> нюеться в поверхт зношування продуктами вщпуску з дшянками аустешту за умови шдвищення температури стрижня тертя вщ 823 К до 973 К.
Легування наплавленого металу шкелем 1 марганцем знижуе АС1, а збшьшення концен-трацш хрому, вольфраму, мол1бдену шдви-щуе зазначену температуру, що е законом1р-ним для терм1чних вплив1в ¿з низьким р1внем д1ючих на метал напружень.
У процес1 додаткового легування хромистого сплаву 3.4 % вольфрамом й мол1бде-ном знижуеться кшьюсть аустешту м1рою подальшого шдвищення концентрацп зазна-чених елеменпв. Характер !хнього впливу на температуру АС1, ¿мов1рно, аналопчний впливу хрому. Зниженню температури а^-у перетворення сприяе змша частки залишко-вого аустешту, що пов'язано з1 збшьшенням вмюту вуглецю, марганцю, шкелю й вщпов1-дне зменшення ефекту об'емного перетворення. Формування дшянки «бшо! смуги»
0
спостер1галося за умови об'емно! температу-ри металу зразюв, що змшюеться у вщносно широкому д!апазош, однак шдвищення тем-ператури стрижня тертя призвело до ютотно-го зменшення мшротвердосп й навпь до вщсутносп (теля випробувань) вщзначено! структури у фронп зношування.
Легування хромовольфрамового наплавленого шару 4-5 % шкелем збшьшило частку залишкового аустешту, знизило температуру Ас1, однак под1бна до «бшо! смуги» структура теля зношування не зафшсована, хоча максимальш значения мшротвердосп приб-лизно таю сам!, як у сплав! 30Х2В8Ф. Висока мшротвердють металу контактного шару й вщсутшсть структури «бшй смуги» характе-рш й для наплавних сталей систем С - Сг -Мп - Т! (якщо Мп < 2.3 %, Сг < 6.7 %, Т! = 0,8.3,0 %) в умовах, що зазнали зношування в процес! тертя о стрижш з температурою ~ 823 . 1023 К.
Отже, результати проведених експериме-нпв 1 лпературш джерела шдтверджують можливють утворення «бшо! смуги» як у сплавах, що мають високу концентращю елеменпв - аустешзатор!в (Мп, С, К!), так { в процес! легування карбщоутворювальними елементами з вщносно невисокою спорщне-шстю до вуглецю (V, Мо). Формування за-значено! структури в процес! зношування сталей, яю мютять 8.10 % спостер1гало-ся для широкого штервалу фактичних тисюв 1 об'емних температур. Зменшення концент-рацп вольфраму полегшуе запоб1гання ство-ренню «бшо! смуги».
Вплив температури на в'язюсть руйну-вання оцшювався за критер1ем Дж. Малкина й А. Тетельмана [9]. Осюльки для умов мо-лекулярно-мехашчного зношування коефщ!-ент зносостшкосп КИ~КС, то збшьшення Кс змшить сшввщношення
Ки - У2
•(1 )
(4)
де у - границя тр1щиност1икост1; 01 , о2 -вщповщно максимальш головш напруження в зош концентрацп напружень 1 границя мщ-носп.
За умови близьких значень контактного тиску в пар! тертя час утворення трщини критично! довжини зростае з! зб!льшенням ефективно! поверхнево! енерг!! уе (пластично! деформац!!, що мютить енерг!ю).
Вплив температури на в'язюсть руйну-вання наведено на рис. 5.
К1С
2.8
2.6
____О
<Г
о
1,4
1,8
2,2
2,6
3,0
ЪёТ
Рис. 5. Залежшсть розрахунково-експери-ментального критер!ю руйнування Кю= ^АЕОТваР в1д температури
Таким чином, показники тр!щиност!йкост! (Кс, ^штеграл, 5С), а отже, й ошр зношуван-ню вторинно тверд!ючих сталей вищ!, н!ж у метастаб!льних та шструментальних сталей.
Висновки
1. Проведен! дослщження п!дтверджують можлив!сть утворення «бшо! смуги» як у сплавах, що мають високу концентращю елеменнв - аустешзатор!в (Мп, С, К!), так ! в процес! легування карбщоутворювальними елементами з в!дносно невисокою спорщне-н!стю до вуглецю (V, Мо).
2. Показники трщиностшкосп (Кс, _)-штеграл, 5С), а отже, ! ошр зношуванню вторинно тверд!ючих сталей вищ!, шж у ме-тастаб!льних та шструментальних сталей.
Л1тература
1. Хасуи А., Моригаки О. Наплавка и напыление.
Москва: Машиностроение. 1985. 240 с.
2. Власов В. М., Нечаев Л. М., Фомичева Н. Б., Фомичева Е. В. Влияние дефектов, возникающих в процессе наплавки, на механические характеристики металла. Современные наукоемкие технологии. 2004. № 1. С. 9-11.
3. Кусков Ю. М., Новикова Д. П., Богайчук И. Л. Роль неметаллических включений в возникновении трещин при дуговой наплавке. Автоматическая сварка. 2011. № 10. С. 18-21.
4. Малинов В. Л., Малинов Л. С. Структура и износостойкость хромомарганцевого наплавленного металла. Автоматическая сварка. 2012. № 7. С. 13-18.
5. Дроздов Ю. Н., Павлов В. Г., Пучков В. Н. Трение и износ в экстремальных условиях: справочник. Москва: Машиностроение, 1986. 224 с.
6. Кальянов В. Н. Структура и характеристики износостойкого экономнолегированного наплавленного металла. Сварочное производство. 1997. № 4. С. 13-17.
7. Багров В. А, Кальянов В. Н. Влияние способа износостойкой наплавки на распределение упрочняющей фазы в наплавленном металле. Автоматическая сварка. 2000. № 11. С. 44-47.
8. Кальянов В. Н., Багров В. А. Мартенситноста-реющие стали для наплавки штампов. Сварочное производство. 2003. С. 35-37.
9. Механика разрушения и прочность материалов:
справ. пособие: в 4-х т. / под общ. ред. В.В. Панасюка. Киев: Наукова думка, 1998. Т. 1: Основы механики разрушения. 448 с.
References
1. Hasui A., Morigaki O. Naplavka i napyilenie. Moscow: Mashinostroenie. 1985, 240 p.
2. Vlasov V. M., Nechaev L. M., Fomicheva N. B., Fomicheva E. V. Vliyanie defektov, voznika-yuschih v protsesse naplavki, na mehanicheskie harakteristiki metalla. Sovremennyie naukoemkie tehnologii, 2004, no. 1, pp. 9-11.
3. Kuskov Yu. M., Novikova D. P., Bogaychuk I. L.
Rol nemetallicheskih vklyucheniy v voznikno-venii treschin pri dugovoy naplavke. Avtomati-cheskaya svarka, 2011, no. 10, pp. 18- 21.
4. Malinov V. L., Malinov L. S. Struktura i iznosostoykost hromomargantsevogo naplavlen-nogo metalla. Avtomaticheskaya svarka, 2012, no. 7, pp. 13-18.
5. Drozdov Yu. N., Pavlov V. G., Puchkov V. N. Trenie i iznos v ekstremalnyih usloviyah: Spra-vochnik. Moscow: Mashinostroenie, 1986, 224 p.
6. Kalyanov V. N. Struktura i harakteristiki iznosostoykogo ekonomnolegirovannogo naplav-lennogo metalla. Svarochnoe pro-izvodstvo, 1997, no. 4, pp. 13-17.
7. Bagrov V. A, Kalyanov V. N. Vliyanie sposoba iznosostoykoy naplavki na raspredelenie uproch-nyayuschey fazyi v naplavlennom metalle. Avtomaticheskaya svarka, 2000, no. 11, pp. 44-47.
8. Kalyanov V. N., Bagrov V. A. Martensitnosta-reyuschie stali dlya naplavki shtampov. Svarochnoe proizvodstvo, 2003, pp. 35-37.
9. Mehanika razrusheniya i prochnost materialov: prav. posobie: V 4-h t. / pod obschey redaktsiey V. V. Panasyuka. Kyiv: Nauk. dumka, 1998, T. 1: Osnovyi mehaniki razrusheniya, 448 p.
Багров Валерш Анатолшович - к.т.н, доцент,
кафедра технологи метал1в та матер1алознавства,
тел. +38-063-420-84-07,
e-mail: ha-vetabanca@ukr.net
Н1конов Олег Якович - д.т.н., завщувач кафедри
комп'ютерних технологш i мехатрошки, тел.
+38-057-707-37-58, e-mail: nikonov.oj@gmail.com
Донченко Дмитро Олександрович - acnipaHT, кафедра технологи метал1в та матер1алознавства, тел. +38-099-281-80-66, e-mail: don3777@ukr.net Харшвський нацюнальний автомобшьно-дорожнш ушверситет, 61002, Украша, м. Харшв, вул. Ярослава Мудрого, 25.
Влияния структуры и фазового состава на износостойкость экономных легированных метастабильных и вторично твердеющих сталей системы Cr-Mn-Ti
Анотация. Рассмотрены вопросы влияния износа на образование «белой полосы» в метастабильных аустенитных, мартенситно-аустенитных и вторично твердеющих сталях системы Cr-Mn-Ti, дополнительно легированных Mo, B, V. Проведенные исследования подтверждают возможность образования «белой полосы» как в сплавах, имеющих высокую концентрацию элементов - аустенизаторов, так и при легировании карбидообразующими элементами (V, Mo). Ключевые слова: порошковая проволока, сталь, наплавки, карбиды, износостойкость, структура.
Багров Валерий Анатольевич - к.т.н., доцент, кафедра технологии металов и материаловедения, тел. +38-063-420-84-07, e-mail: havetabanca@ukr.net
Никонов Олег Яковлевич - д.т.н., заведующий кафедрой компьютерных технологий и мехатро-ники, тел. +38-057-707-37-58, e-mail: nikonov.oi@gmail.com Донченко Дмитрий Александрович - кафедра технологии металов и материаловедения, тел. +38-099-281-80-66, e-mail: don3777@ukr.net Харьковский национальный автомобильно-дорожный университет, 61002, Украина, г. Харьков, ул. Ярослава Мудрого, 25.
Effect of structure and phase composition on wear resistance of economical alloyed metastable and secondary hardening steels of Cr-Mn-Ti system Abstract. Problem. Despite a large number of studies in the field of assessing the causes of hot and cold cracks in the surfacing of wear-resistant surfacing alloys, today the issues of developing relatively inexpensive alloyed wear-resistant surfacing materials and the technology of their application remain relevant. Purpose. The purpose of this work is to study the effect of structure and phase composition on the wear resistance of economically alloyed metastable austenitic and secondary-hardening steels of the Cr-Mn-Ti system, additionally alloyed with Mo, B, V.
Methodology. Metastable austenitic, martensitic-austenitic and secondary-hardening steels of the Cr-Mn-Ti system additionally alloyed with Mo, V were investigated. Mechanized surfacing was carried out with alloyed flux-cored wires under fluxes AN-22 and AN-20 with the supply of a de-energized filler flux-cored wire to the head of the welding pool. The use of surfacing with a de-energized flux-cored wire
made it possible to reduce the proportion of the base metal in the deposited metal, to reduce the specific consumption of electricity and flux, and to increase the assimilation of alloying elements in the deposited metal. Manual arc surfacing was performed with a CaF2-coated flux-cored wire electrode and a de-energized flux-cored wire in a copper die. Automatic submerged arc surfacing was carried out in the following modes: IN= 300 ... 350 A, UD = 26... 30 V, q = 6 ... 10 kJ / cm, with manual surfacing: IN = =180 ... 220 A, UD = 25 ... 28 V. Results. The studies carried out confirm the possibility of the formation of a "white band" both in alloys with a high concentration of elements - austenizers (Mn, C, Ni), and when alloying with carbide-forming elements with a relatively low affinity for carbon. (V, Mo). The indicators of resistance to cracking (KC, j-integral, 8C), and, consequently, resistance to wear, of secondary hardening martensitic steels are higher than of metastable and tool steels.
Key words: flux-cored wire, steel, surfacing, carbides, wear resistance, structure.
Bagrov Valery - Cand.Tech.Sci.., the sen. lect, chair
of technology of metals and materials technology,
phone +38-063-420-84-07,
e-mail: ha-vetabanca@ukr.net
Nikonov Oleg - Doct. of Science, Head of Computer
Technology and Mechatronics Department,
tel. +38-057-707-37-58, e-mail:
nikonov.oi@gmail.com
Donchenko Dmytro - graduate student, Department of Metal Technology and Materials Science, tel. +38-099-281-80-66, e-mail: don3777@ukr.net Kharkiv National Automobile and Highway University, 25, Yaroslava Mudrogo str., Kharkiv, 61002, Ukraine.
