CC BY
18Обработка металлов (технология • оборудование • инструменты). 2018 Том 20 № 4 с. 72-82 ISSN: 1994-6309 (print) / 2541-819X (online) DOI: 10.17212/1994-6309-2018-20.4-72-82
Обработка металлов (технология • оборудование • инструменты)
Сайт журнала: http://journals.nstu.ru/obrabotka_metallov
Выбор параметров термической обработки наплавленных высокохромистых покрытий, легированных комплексом боридных соединений
Евгений Еремин а' , Александр Лосев ь, Сергей Бородихин с, Иван Пономарев а,
Арина Маталасова е
Омский государственный технический университет, пр. Мира, 11, г. Омск, 644050, Россия
" http://orcid.org/0000-0001-7357-8194. © \уеЫ_1ес1т(йтаП.ги. * http://orcid.org/0000-0001-7970-4219. © аквЬа-Ыйуапскх.ги, С http://orcid.org/0000-0001-8038-9551. © вегвеу.ЬогоаШиийвтаП.сот, ^ http://orcid.org/0000-0001-8016-3616. © с!оп_13(йЬк.ги, е http://orcid.org/0000-0002-3019-8113. ©пШаЫоуаЭбЙтаП.ги
ИНФОРМАЦИЯ О СТАТЬЕ
УДК 621.791.927.5
История статьи: Поступила: 06 июля 2018 Рецензирование: 27 июля 2018 Принята к печати: 24 сентября 2018 Доступно онлайн: 15 декабря 2018
Ключевые слова: Порошковая проволока Хромистая сталь Боридные соединения Термообработка покрытия Мартенсит Твердость металла Структура покрытия
Финансирование
Работа выполнена за счет гранта Российского научного фонда (проект № 17-19-01224).
АННОТАЦИЯ
Введение. Для поверхностного упрочнения большой номенклатуры деталей машиностроительного назначения применяется наплавка порошковыми проволоками на железо-хромовой основе, обеспечивающими получение металла покрытий с высокой прочностью и коррозионной стойкостью. 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. Высокие эксплуатационные свойства наплавленного металла можно получить комбинированием твердорастворного упрочнения и упрочнения частицами второй фазы в матрице на основе железа. Одним из таких эффективных методов упрочнения металла является наплавка порошковой проволокой, легированной соединениями бора. Однако все выполненные исследования относятся только к металлу покрытий в состоянии после наплавки. Твердость металла таких покрытий высока, что затрудняет его механическую обработку режущим инструментом. Цель работы: выбор рациональных параметров термической обработки наплавленных покрытий на основе хромистой стали с карбидно-боридно-нитридным легированием. В работе исследовали влияние режимов термической обработки на микротвердость, микроструктуру и фазовый состав металла покрытия, наплавленного высокохромистой порошковой проволокой, легированной комплексном боридных соединений, состава: 15 % Сг + 0,5 % В4С + 0,5 % ВМ + 2,5 % + Т1В2 + 1,0 % ггВ2. Методами исследования является металлография, замеры микротвердости, рентгенофазовый анализ и просвечивающая электронная микроскопия. Результаты и обсуждение. Показано, что отпуск при температуре 800 °С с выдержкой два часа обеспечивает твердость наплавленного металла в пределах 32...37 ИЯС, приемлемую для осуществления его механической обработки. В микроструктуре металла покрытия, прошедшего отпуск, отмечается распад структурных составляющих, уменьшение количества боридной эвтектики и упрочняющих фаз и увеличение их размера. Установлено, что для восстановления высокой твердости металла после отпуска с последующей механической обработкой целесообразно проведение закалки с температуры 1020 °С, обеспечивающей твердость в пределах 53.58 ИЯС. Такая термообработка приводит к стабилизации значений микротвердости на высоком уровне, несколько даже превышающем уровень твердости металла покрытий после наплавки. Показано, что это обусловлено образованием композиционной структуры с мартенситной матрицей, эвтектической составляющей на базе борида хрома и железа Бе11Сг09В09, и дисперсных включений частиц карбонитридов, карбидов и нитридов большей частью Т^СМ и Сг7С3 и интерметаллидов С^Тйг размером от 0,4 до 6,5 мкм. Установленные рациональные параметры термической обработки могут быть использованы в технологии нанесения износостойких покрытий при наплавке порошковыми проволоками, легированными боридными соединениями.
Для цитирования: Выбор параметров термической обработки наплавленных высокохромистых покрытий, легированных комплексом боридных соединений / Е.Н. Еремин, А.С. Лосев, С.А. Бородихин, И.А. Пономарев, А.Е. Маталасова // Обработка металлов (технология, оборудование, инструменты). - 2018. - Т. 20, № 4. - С. 72-82. - ао1: 10.17212/1994-6309-2018-20.4-72-82.
*Адрес для переписки
Еремин Евгений Николаевич, д.т.н., профессор Омский государственный технический университет, пр. Мира, 11, 644050, г. Омск, Россия
Тел.: 8 (3812) 65-27-19, e-mail: weld_techn@mail.ru
Введение
Одной из важных задач машиностроительной отрасли является поверхностное упрочнение деталей машин и механизмов, работающих в сложных условиях эксплуатации.
Значительное удешевление таких изделий можно осуществить изготовлением их из сравнительно дешевых сталей с последующим поверхностным упрочнением наплавкой рабочих поверхностей износостойкими порошковыми проволоками. С этой целью большая номенклатура деталей машиностроительного назначения наплавляется порошковыми проволоками на же-лезохромовой основе, обеспечивающих получение металла покрытий с высокой прочностью и коррозионной стойкостью [1-5].
В то же время при работе в условиях абразивного износа стойкость покрытий на железо-хромовой основе недостаточна в связи с малым количеством упрочняющих фаз в структуре наплавленного металла. Высокие эксплуатационные свойства наплавленного металла можно получить путем комбинирования твердораствор-ного упрочнения и упрочнения частицами второй фазы в матрице на основе железа. Одним из таких эффективных методов упрочнения металла является легирование его бором [6-11]. Для этого при наплавке используют такие соединения бора, как ферробор, карбид бора, диборид хрома, диборид титана [6, 8, 10, 12, 13]. Ранее авторами в работах [12, 14] была показана эффективность применения порошковых проволок, легированных соединениями бора, обеспечивающих получение наплавленного металла, имеющего повышенную износостойкость. Особый интерес представляет использование для этих целей нитрида бора, являющегося вследствие сходства ряда свойств электронным аналогом углерода. Авторами показана перспективность применения наплавочной порошковой проволоки, легированной комплексом, содержащим нитрид бора [15].
Однако все выполненные исследования относятся только к металлу покрытий в состоянии после наплавки. Твердость металла таких покрытий высока, что затрудняет его механическую обработку. Высокий отпуск позволяет снизить твердость такого наплавленного металла и провести его обработку режущим инструментом. После этого для восстановления высокой твердости покрытия необходимо провести закалку. В то же время режимы термической обработки покрытий, наплавленных комплекснолегирован-ными хромистыми порошковыми проволоками, не исследованы.
В связи с этим в настоящей работе поставлена задача выбора рациональных параметров термической обработки наплавленных покрытий на основе хромистой стали с карбидно-боридно-нитридным легированием комплексом.
Методика исследований
В работе исследовали влияние режимов термической обработки на микротвердость, микроструктуру и фазовый состав металла покрытия, наплавленных высокохромистой порошковой проволокой, легированной комплексом боридных соединений, состоящей из 15 % Cr + + 0,5 % B4C + 0,5 % BN + 2,5 % + TiB2 + 1,0 % ZrB2.
Наплавку валиков осуществляли на пластины из стали Ст.3 размером 200*50*10 мм опытной порошковой проволокой диаметром 2,4 мм в аргоне в четыре слоя высотой 14 мм. Режим наплавки: сила тока 230 А; напряжение 24 В; скорость наплавки 20 м/ч.
Металлографические исследования наплавленного металла проводили на оптическом микроскопе АХЮ 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, полученных поперечной резкой металла наплавленных валиков 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, начало замера (0) соответствует 2 мм от линии сплавления.
Рентгенофазовый анализ выполняли на многофункциональном рентгеновском дифрактомет-ре Shimadzu XRD-7000. Съемки осуществляли в фильтрованном медном Ka - излучении с режимом работы рентгеновской трубки 40 кВ и 40 мА, скорость сканирования 0,2 °/мин. Средняя величина фиксируемой детектором длины волны излучения X = 1,5406 Ä. Образцы были отсняты при комнатной температуре в интервале брэгговских углов дифракции 29 = 30.. .130°. Для обработки и анализа дифракционных спектров применили пакет программ Match!
Для просвечивающей электронной микроскопии использовался металл, вырезанный из
обработка металлов материалове,
средней части наплавленного валика. Электронно-микроскопические исследования осуществляли на фольгах с использованием просвечивающего электронного микроскопа ЭМВ-100Л при ускоряющем напряжении 100 кВ.
Исследовался металл покрытия в состояниях после наплавки, после отпуска и закалки.
Результаты и их обсуждение
Дюрометрическими исследованиями металла покрытия после наплавки установлено, что его твердость достигает значений в 58 HRC.
Результаты исследований распределения микротвердости по сечению наплавленного покрытия приведены в табл. 1.
Видно, что в металле такого покрытия после наплавки микротвердость по поперечному сечению изменяется в пределах 615.. .894 HV.
Наплавленный металл покрытия после наплавки имеет сложную структуру с мартенсит-ной матрицей, с эвтектикой и частицами упрочняющих фаз (рис. 1).
Результаты исследования микротвердости структурных составляющих такого наплавленного металла приведены в табл. 2.
Таблица 1 Table 1
Распределение микротвердости HV02 по сечению исследуемого металла покрытия после наплавки The distribution of microhardness HV0 2 over the cross-section of the investigation coating metal
after surfacing
Шаг, мм
Augment, 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2
mm
HV 615 623 674 651 677 705 693 725 773 629 654 683 705 701 680 692 663 742 740 709 725 685
Шаг, мм
Augment, 4,4 4,6 4,8 5,0 5,2 5,4 5,6 5,8 6,0 6,2 6,4 6,6 6,8 7,0 7,2 7,4 7,6 7,8 8,0 8,2 8,4 8,6
mm
HV 654 734 753 672 649 777 712 806 894 706 650 698 693 660 674 773 714 750 697 741 745 789
Таблица 2 Table 2
Микротвердость HVOoi и HV0 05 структурных составляющих исследуемого металла после наплавки Microhardness HV0*oi and HV0 05 structural components of the investigation coating metal after surfacing
Номер укола Measurement No 1 2 3 4 5 6 7* 8 9 10 11* 12
HV 978 587 540 552 575 546 1342 521 593 874 1262 829
Рис. 1. Микроструктура и области замеров микротвердости структурных составляющих исследуемого металла покрытия после наплавки
Fig 1. Microstructure and measurement range of microhardness of structural components of the investigation coating metal after surfacing
Как видно, микротвердость структурных составляющих металла после наплавки высока и составляет для матрицы 521.593 HV, эвтектики 829.978 HV и упрочняющих фаз 1262.1342 HV. Такая высокая твердость затрудняет прове-
дение механической обработки наплавленного металла.
С целью снижения твердости проводили отпуск на режимах, рекомендуемых для этого класса сталей при температурах 600, 700 и 800 °С с выдержкой в течение 2 ч [16, 17].
Результаты измерения микротвердости по поперечному сечению исследуемого металла покрытия после отпуска на выбранных режимах показаны в табл. 3.
Полученные результаты показывают, что после отпуска как при 600 °С, так и при 700 °С микротвердость имеет довольно высокие значения в пределах 470...850 HV. Отпуск при 800 °С существенно снижает микротвердость до 340.450 HV, хотя в покрытии и наблюдаются
структурные составляющие с высокими значениями микротвердости, достигающими 753 НУ.
В микроструктуре металла покрытия после отпуска при температуре 800 °С отмечается распад структурных составляющих (рис. 2). При этом количество боридной эвтектики и упрочняющих фаз уменьшилось, а их размер увеличился.
После отпуска в 800 °С наблюдается существенное изменение микротвердости структурных составляющих наплавленного металла (табл. 4).
Полученные результаты показывают, что микротвердость структурных составляющих металла после отпуска значительно снизилась по сравнению с таковым после наплавки (см. табл. 2). Микротвердость матрицы снизи-
М икротвердость металла покрытия после отпуска при 600 °С Microhardness of the coating metal after tempering at 600 °C
Шаг, мм Augment, mm 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2
HV 590 537 514 603 585 627 615 636 623 698 580 606 550 596 580 583 565 637 555 648 745 714
Шаг, мм Augment, mm 4,4 4,6 4,8 5,0 5,2 5,4 5,6 5,8 6,0 6,2 6,4 6,6 6,8 7,0 7,2 7,4 7,6 7,8 8,0 8,2 8,4 8,6
HV 598 631 530 561 545 632 590 604 570 649 627 724 594 669 674 615 678 851 702 652 661 680
М икротвердость металла покрытия после отпуска при 700 °С Microhardness of the coating metal after tempering at 700 °C
Шаг, мм Augment, mm 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2
HV 475 507 490 512 469 486 700 525 470 501 483 513 503 548 530 598 541 569 805 522 550 525
Шаг, мм Augment, mm 4,4 4,6 4,8 5,0 5,2 5,4 5,6 5,8 6,0 6,2 6,4 6,6 6,8 7,0 7,2 7,4 7,6 7,8 8,0 8,2 8,4 8,6
HV 534 541 530 571 793 526 555 503 530 542 574 520 517 569 642 571 536 583 547 796 592 513
М икротвердость металла покрытия после отпуска при 800 °С Microhardness of the coating metal after tempering at 800 °C
Шаг, мм Augment, mm 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 3,6 3,8 4,0 4,2
HV 340 386 375 419 390 410 406 368 419 387 440 462 753 478 400 347 365 417 395 374 353 411
Шаг, мм Augment, mm 4,4 4,6 4,8 5,0 5,2 5,4 5,6 5,8 6,0 6,2 6,4 6,6 6,8 7,0 7,2 7,4 7,6 7,8 8,0 8,2 8,4 8,6
HV 380 359 405 433 366 395 450 419 380 400 652 378 415 431 418 384 357 386 442 697 391 428
Таблица 3 Table 3
Распределение микротвердости HV0 2 по сечению исследуемого металла покрытия после отпуска The distribution of microhardness HV02 over the cross-section of the investigation coating metal
after tempering
Рис. 2. Микроструктура и области замеров микротвердости структурных составляющих исследуемого металла покрытия после отпуска 800 °С - 2 ч
Fig. 2. Microstructure and measurement range of micro-hardness of structural components of the investigation coating metal after tempering 800 °C - 2 h
лась с 521.593 до 358.438 HV, эвтектики -с 829.987 до 548.754 HV, а упрочняющих фаз - с 1262.1342 до 1071.1144 HV. После такого отпуска общая твердость по Роквеллу распределена равномерно по сечению покры-
тия, легированного боридными соединениями в пределах 32.37 ИКС.
Механическая обработка металла с такой твердостью не вызывает каких-либо затруднений. Таким образом, для снижения твердости наплавленного металла покрытий с боридами можно рекомендовать температуру отпуска в 800 °С в течение двух часов.
Для обеспечения высокой износостойкости отпущенного металла после механической обработки необходимо повысить его твердость. С этой целью после отпуска наплавленного металла провели его закалку. Были исследованы три режима закалки, рекомендуемые для сталей такого класса: при температурах нагрева 950 °С, 1020 °С, 1100 °С [16]. Результаты измерения твердости по поперечному сечению металла покрытия после закалки представлены в табл. 5.
Анализируя полученные результаты, отметим, что твердость по слоям наплавленного покрытия после закалки с температуры 950 °С находится в пределах 52.54 ИКС, после закалки с температуры 1020 °С - 53.58 ИКС, а после закалки с температуры 1100 °С - 53.56 ИКС. Как видим, наилучшие результаты дает закалка с температуры 1020 °С.
Номер укола 1 2 3 4 5* 6* 7 8 9* 10* 11 12
Measurement No
HV 358 496 548 420 754 1144 486 358 1071 458 520 387
Таблица 5 Table 5
Распределение твердости по поперечному сечению исследуемого покрытия после закалки The hardness distribution over the cross section of the investigated coating after quenching
Температура закалки, °С Hardening temperature, ° C Распределение твердости по слоям наплавленного металла, HRC Hardness distribution of the surfaced metal layers, HRC
1 2 3 4
950 52 52 53 54
1020 53 54 55 58
1100 53 54 55 56
Таблица 4 Table 4
Микротвердость HVq 01 и HV0 05 структурных составляющих исследуемого металла после отпуска
800 °С - 2 ч
Microhardness HV001 and HV0 05 structural components of the investigation coating metal
after tempering 800 °C - 2 h
Наплавленный металл покрытия после такой закалки имеет композиционную структуру с мартенситной матрицей, большим количеством эвтектики каркасного строения и выделений упрочняющих фаз (рис. 3).
Результаты исследований микротвердости структурных составляющих металла после закалки с температуры 1020 °С показаны в табл. 6.
Полученные результаты показывают, что 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.
Рентгеноструктурные исследования (рис. 4) показали, что основу металла покрытия составляет твердый раствор железа и хрома с параметрами решетки, относящимися к a-Fe. Так как в покрытии содержание углерода составляет меньше 0,25 %, можно предполагать, что это фаза является высокохромистым мартенситом
Рис. 3. Микроструктура и области замеров микротвердости структурных составляющих исследуемого металла покрытия после закалки с температуры 1020 °С
Fig. 3. Microstructure and measurement range of microhardness of the structural components of the investigation coating metal after quenching at a temperature of 1020 ° C
Таблица 6 Table 6
Микротвердость HV001 и HV0 05 структурных составляющих исследуемого металла после закалки Microhardness HVo 01 and HV0 05 structural components of the investigation coating metal after quenching
Номер укола 1* 2 3 4 5 6* 7 8 9* 10 11 12
Measurement No
HV 1073 688 971 711 814 1052 773 723 1105 697 784 771
Рис. 4. Рентгенограмма металла покрытия после закалки Fig. 4. X-ray pattern of the coating metal after quenching
с низкой степенью тетрагонально сти. Содержание остаточного аустенита не превышает 6,8 %.
Тонкие исследования (рис. 5) подтверждают наличие в структуре металла покрытия мартенсита с высокой плотностью дислокаций. В структуре содержатся также мартенситопо-добные области, происхождение которых связано с распадом аустенита по промежуточному механизму. Основу эвтектических образований в данном покрытии составляет борид хрома и железа Ре1ДСг0,9Б0,9.
Наряду с мартенситной матрицей и эвтектикой имеет место значительное количество
упрочняющих фаз, а именно карбонитрид титана Т^СЫ, карбид хрома Сг7С3 и интерметаллид Сг4Т12г. Обнаружено также присутствие нитридов титана ТЫ и хрома СгЫ, карбида титана Т1С и диборида циркония 2гБ2. Размер упрочняющих дисперсных фаз варьируется от 0,4 до 6,5 мкм (рис. 6). Аналогичные фазы обнаруживались в исследованиях других авторов [18-22].
Рис. 6. Упрочняющие фазы в структуре металла покрытия после закалки
Fig. 6. Strengthening phases in the structure of the coating metal after quenching
б
Рис. 5. Микроструктура металла покрытия после закалки, полученная ПЭМ: а - тонкая структура; б - режим электронографа
Fig. 5. Microstructure of the coating metal after
quenching, obtained by TEM: a - fine structure; b - electron diffraction mode
Таким образом, рациональными режимами термической обработки наплавленных высокохромистых покрытий, легированных комплексом боридных соединений, является отпуск при температуре 800 °С с выдержкой два часа и последующая закалка с температурой 1020 °С.
Результаты распределения микротвердости по сечению металла покрытия после выполненной на предлагаемых режимах термообработки представлены на рис. 7.
Стало быть, такая термообработка приводит к стабилизации значений микротвердости на высоком уровне, несколько даже превышающем уровень микротвердости металла покрытий после наплавки.
Выводы
Рациональной термической обработкой наплавленного металла на основе хромистой стали с карбидно-боридно-нитридным легиро-
78
а
HV 1050
950
850
750
650
550
450
350
250
150
/ /> / \ / N . \ / . .4/
✓ N. - \ 1 N . \ У ч • ' N / / / ЧЛ / y. N « / • / S — ' \
\ » l 1 1 r
1 1 1 t- 1 1 1 1 l 1 1
1 1 1 1 > ч 1 1 1 l 1 1 l
---" 4 4 »» ^ ---V - — ч ч -N 1 1 1 1 1 1 — / ч 4 _ _ 1 ■
/ / »»
0 0,4 0,8 1,2 1,6 2
2,4 2,8 3,2 3,6 4 — после наплавки
4,4 4,8 5,2 5,6 6 ---отпуск 800 °C
6,4 6,8 7,2 7,6 8 8,4 - • закалка 1020 °C
1,8 9,2 9,6 10 мм
Рис. 7. Распределение микротвердости по сечению металла покрытия после термообработки
на предлагаемых режимах Fig. 7. Distribution of microhardness over the cross-section of the coating metal after heat treatment
in the proposed modes
ванием является отпуск при температуре 800 °С с выдержкой два часа, снижающей твердость до приемлемых для механической обработки значений в пределах 32.37 ИКС, и последующая закалка с температуры 1020 °С, повышающая твердость до 58 ИКС. Упрочнение такого металла обусловлено образованием ком -позиционной структуры с мартенситной матрицей, эвтектической составляющей на базе борида хрома и железа Ее11Сг09Б09, и дисперсных включений частиц карбонитридов, карбидов и нитридов большей частью Т12СК и Сг7С3 и интерметаллидов Сг4Т12г размером от 0,4 до 6,5 мкм. Установленные рациональные параметры термической обработки могут быть использованы в технологии нанесения износостойких покрытий при наплавке порошковыми проволоками, легированными бо-ридными соединениями.
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. Короткое В.А. Исследование свойств высоколегированных наплавок // Сварочное производство. -1997. - № 10. - С. 30-32.
4. Соколов Г.Н. Способы наплавки и плакирования металлов / Волгоградский государственный технический университет. - Волгоград: ВолгГТУ, 2002. - 80 с.
5. Современные наплавочные материалы для уплотнительных поверхностей арматуры АЭС и ТЭС / В.С. Степин, Е.Г. Старченко, Ю.С. Волобуев, М.Ю. Егоров // Арматуростроение. - 2006. - № 2. -С. 55-56.
6. Лякишев Н.П., Плинер Ю.Л., Лаппо С.И. Бо-росодержащие стали и сплавы. - М.: Металлургия, 1986. - 192 с.
7. Влияние бора на структуру и свойства литой аустенитной стали 25Х8Г8Т / М.Б. Арнаутова, А.Р. Бекетов, Б.В. Арнаутов, В.В. Ожегов // Литейное производство. - 2007. - № 5. - С. 38-42.
8. Raghavan V. B-Cr-Fe-Ti (Boron-Chromium-Iron-Titanium) // Journal of Phase Equlibria. - 2003. -Vol. 24, N 5. - P. 459-460. - doi: 10.1361/1054971037 70330163.
9. High boron iron-based alloy and its modification / L. Zhong, C. Xiang, L. Yan-xiang, H. Kai-hua // Journal of Iron and Steel Research, International. -2009. - Vol. 16, N 3. - P. 37-42. - doi: 10.1016/S1006-706X(09)60041-8.
10. Effect of titanium on the ductilization of Fe-B alloys with high boron content / Y. Liu, B. Li, J. Li, L. He, S. Gao, T.G. Nieh // Materials Letters. - 2010. -Vol. 64, iss. 11. - P. 1299-1301. - doi: 10.1016/j. matlet.2010.03.013.
11. Формирование композиционной структуры износостойкого наплавленного металла с борид-ным упрочнением / А.А. Артемьев, Г.Н. Соколов, Ю.Н. Дубцов, В.И. Лысак // Известия высших учебных заведений. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. - 2011. - № 2. - С. 44-48.
12. Eremin E.N. Using boride compounds in flux-cored wires for depositing maraging steel // Welding International. - 2013. - Vol. 27, N 2. - P. 144-146. -doi: 10.1080/09507116.2012.695546.
13. The perfomances of TiB2-contained iron-based coatings at high temperature / X. Wang, H. Shun, C. Li, X. Wang, D. Sun // Surface and Coatings Technology. -2006. - Vol. 201, iss. 6. - P. 2500-2504. - doi: 10.1016/j. surfcoat.2006.04.025.
14. Eremin E.N., Losev A.S., Akimov V.V. The properties of chromium steel overlaying used as a hardening coating for stop valve sealing surface // Procedia Engineering. - 2016. - Vol. 152. - P. 582588. - doi: 10.1016/j.proeng.2016.07.659.
15. Effect of the boride-nitride hardening on the structure and properties of chromium steel deposited with a flux-cored wire / E.N. Eremin, A.S. Losev, S.A. Borodikhin, K.Ye. Ivlev // AIP Conference Proceedings. - 2017. - Vol. 1876. - P. 020071-1020071-6. - doi: 10.1063/1.4998891.
16. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. - М.: МИСИС, 1999. - 408 с.
17. Насосно-компрессорные трубы высокой коррозионной стойкости / А.В. Иоффе, Т.В. Тетюева,
М.А. Выбойщик, Е.А. Трифонова, Е.С. Луценко // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2010. - № 1. - С. 24-31.
18. Azimi G., ShamanianM. Microstructure and wear properties of Fe-Cr-C and Fe-Cr-Si-C clads on carbon steel by TIG surfacing process // Advances in Materials and Processing Technologies. - 2009. - Vol. 83-86. -P. 1035-1042. - doi: 10.4028/www.scientific.net/ AMR.83-86.1035.
19. Using the Cr-C-B systems for alloying metal by in out-of-vacuum electron beam surfacing / I.M. Poletika, S.A. Makarov, TA. Krylova, M.G. Golkovskii // Welding International. - 2012. - Vol. 26. - P. 17-22. - doi: 10.108 0/09507116.2011.653160.
20. Microstructure and wear resistance of Fe-Cr-C hardfacing alloy reinforced by titanium carbonitride / S.Z. Weia, Y. Liub, G.S. Zhanga, L.J. Xua, J.W. Lia, Y.Y. Rena // Tribology Transactions. - 2015. - Vol. 58. -P. 745-749. - doi: 10.1080/10402004.2014.1003119.
21. Morphology, orientation relationships and formation mechanism of TiN in Fe-17Cr steel during solidification / J. Fu, Q. Nie, W. Qiu, J. Liu, Y. Wu // Materials Characterization. - 2017. - Vol. 133. - P. 176184. - doi: 10.1016/j.matchar.2017.10.001.
22. Kim K.-S., Kang J.-H., Kiim S.-J. Effects of carbon and nitrogen on precipitation and tensile behavior in 15Cr-15Mn-4Ni austenitic stainless steels // Materials Science and Engineering A. - 2018. - Vol. 712. - P. 114121. - doi: 10.1016/j.msea.2017.11.099.
Конфликт интересов
Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.
© 2018 Авторы. Издательство Новосибирского государственного технического университета. Эта статья доступна по лицензии Creative Commons «Attribution» («Атрибуция») 4.0 Всемирная (https://creativecommons.org/licenses/by/4.0/)
Obrabotka metallov (tekhnologiya, oborudovanie, instrumenty) = Metal Working and Material Science. 2018 vol. 20 no. 4 pp. 72-82 ISSN: 1994-6309 (print) / 2541-819X (online) DOI: 10.17212/1994-6309-2018-20.4-72-82
Obrabotka metallov -
Metal Working and Material Science
Journal homepage: http://journals.nstu.ru/obrabotka_metallov
Rationalization of Heat Treatment Parameters of the Surfaced High-Chromium Coatings Alloyed with a Complex of Boride Compounds
Evgenii Eremin , Alexsandr Losev b, Sergey Borodihinc, Ivan Ponomarev d, Arina Matalasovae
Omsk State Technical University, 11 Mira ave., Omsk, 644050, Russian Federation
° http://orcid.org/0000-0001-7357-8194. © weld_techiKgimail.ru, * http://orcid.org/0000-0001-7970-4219. © alesha-losfglyandex.ra. C http://orcid.org/0000-0001-8038-9551. © sergey.borodihiiKglgmail.com. d http://orcid.org/0000-0001-8016-3616. © don_13(g!bk.ru. e http://orcid.Org/0000-0002-3019-8113. © matalasova96(gmail.ru
ARTICLE INFO
ABSTRACT
Article history. Received: 06 July 2018 Revised. 27 July 2018 Accepted: 24 September 2018 Available online: 15 December 2018
Keywords: Flux-cored wire Chromium steel Boride compounds Heat treatment coating Martensite Hardness of metal Coating structure
Funding
This research is done through the Russian Science Foundation grant (project No. 17-19- 01224).
Introduction. Surface hardening of a large nomenclature of machine-building parts is performed by surfacing with iron-chromium-based powder wires, which ensures the production of metal coatings with high strength and corrosion resistance. At the same time, the resistance of coatings on an iron-chromium base is insufficient, when operating under abrasive wear, due to the small number of strengthening phases in the structure of the surfaced metal. The high operational properties of the surfaced metal can be obtained by combining solid-solution hardening and hardening by second-phase particles in an iron-based matrix. One of such effective method of hardening the metal is surfacing with a flux-cored wire alloyed with boron compounds. However, all the studies performed refer only to the metal coatings in the state after surfacing. The hardness of such coatings is high, which makes it difficult for machining. Purpose of the work: selection of rational parameters for thermal treatment of surfaced coatings based on chromium steel with carbide-boride-nitride alloying. The effect of heat treatment regimes on the microhardness, microstructure and phase composition of the coating metal surfaced by the high-chromium flux cored wire alloyed with complex boride compounds is studied. The composition was the following: 15% Cr + 0.5% B4C + 0.5% BN + 2.5% + TiB2 + 1.0% ZrB2. The methods of investigation are metallography; measurements of microhardness; X-ray phase analysis and transmission electron microscopy. Results and discussion. It is shown that tempering at 800 °C with a 2-hour equalizing ensures the hardness of the surfaced metal within the range of 32-37 HRC, which is acceptable for machining. The microstructure of the metal coatings after tempering is characterized by the structural components decay; the amount of boride eutectic and strengthening phases decreases and its size increases. It is found that to restore the high hardness of the metal after tempering with subsequent machining, it is advisable to conduct quenching from 1020 °C, providing a hardness within the range of 53-58 HRC. This heat treatment leads to the stabilization of the microhardness values at a high level, even higher than the level of the metal coatings microhardness after surfacing. It is shown that this is due to the formation of a composite structure with a martensitic matrix, an eutectic component based on chromium and iron borides Fe1,1Cr0,9B0,9, and dispersed inclusions of carbonitride, carbide and nitride particles for the most part Ti2CN and Cr7C3 and intermetallic compounds Cr4TiZr in the size from 0.4 to 6.5 ^m. The established rational parameters of heat treatment can be used in the technology of wear-resistant coatings surfaced with powdered wires alloyed with boride compounds.
For citation: Eremin E.N., Losev A.S., Borodihin S.A., Ponomarev I.A., Matalasova A.E. Rationalization of heat treatment parameters of the surfaced high-chromium coatings alloyed with a complex of boride compounds. Obrabotka metallov (tekhnologiya, oborudovanie, instrumenty) = Metal Working and Material Science, 2018, vol. 20, no. 4, pp. 72-82. doi: 10.17212/1994-6309-2018-20.4-72-82. (In Russian).
References
1. Ryabtsev I.A. Naplavka detalei mashin i mekhanizmov [Surfacing of machine parts and mechanisms]. Kiev, Ekotekhnologiya Publ., 2004. 159 p.
2. Yuzvenko Yu.A., Kirelyuk G.A. Naplavka poroshkovoi provolokoi [Surfacing by flux cored wire]. Moscow, Mashinostroenie Publ., 1975. 45 p.
* Corresponding author
Eremin Evgenii N., D.Sc. (Engineering), Professor Omsk State Technical University, 11 Mira ave.,
644050, Omsk, Russian Federation
Tel.: 8 (3812) 65-27-19, e-mail: weld_techn@mail.ru
3. Korotkov V.A. Issledovanie svoistv vysokolegirovannykh naplavok [Examination of the properties of high-alloy deposits]. Svarochnoeproizvodstvo = Welding International, 1997, no. 10, pp. 30-32. (In Russian).
4. Sokolov G.N. Sposoby naplavki i plakirovaniya metallov [Methods of surfacing and cladding metals]. Volgograd, VolgGTU Publ., 2002. 80 p.
5. Stepin V.S., Starchenko E.G., Volobuev Yu.S., Egorov M.Yu. Sovremennye naplavochnye materialy dlya uplotnitel'nykh poverkhnostei armatury AES i TES [Modern surfacing materials for sealing surfaces of valves of nuclear power plants and thermal power plants]. Armaturostroenie = Valve Industry, 2006, no. 2, pp. 55-56.
6. Lyakishev N.P., Pliner Yu.L., Lappo S.I. Borosoderzhashchie stali i splavy [Boron-containing steels and alloys]. Moscow, Metallurgiya Publ., 1986. 192 p.
7. Arnautova M.B., Beketov A.R., Arnautov B.V., Ozhegov V.V. Vliyanie bora na strukturu i svoistva litoi austenitnoi stali 25Kh8G8T [Effect of boron on the structure and properties of cast austenitic steel 25Kh8G8T]. Liteinoe proizvodstvo = Foundry. Technologies and Equipment, 2007, no. 5, pp. 38-42.
8. Raghavan V. B-Cr-Fe-Ti (Boron-Chromium-Iron-Titanium). Journal of Phase Equlibria, 2003, vol. 24, no. 5, pp. 459-460. doi: 10.1361/105497103770330163.
9. Zhong L., Xiang C., Yan-xiang L., Kai-hua H. High boron iron-based alloy and its modification. Journal of Iron and Steel Research, International, 2009, vol. 16, no. 3, pp. 37-42. doi: 10.1016/S1006-706X(09)60041-8.
10. Liu Y., Li B., Li J., He L., Gao S., Nieh T.G. Effect of titanium on the ductilization of Fe-B alloys with high boron content. Materials Letters, 2010, vol. 64, iss. 11, pp. 1299-1301. doi: 10.1016/j.matlet.2010.03.013.
11. Artem'ev A.A., Sokolov G.N., Dubtsov Yu.N., Lysak V.I. Formirovanie kompozitsionnoi struktury iznosostoikogo naplavlennogo metalla s boridnym uprochneniem [Formation of the composite structure of wear-resistant weld metal with boride hardening]. Izvestiya vysshikh uchebnykh zavedenii. Poroshkovaya metallurgiya i funktsional'nye pokrytiya = Russian Journal of Non-Ferrous Metals, 2011, no. 2, pp. 44-48. (In Russian).
12. Eremin E.N. Using boride compounds in flux-cored wires for depositing maraging steel. Welding International, 2013, vol. 27, no. 2, pp. 144-146. doi: 10.1080/09507116.2012.695546.
13. Wang X., Shun H., Li C., Wang X., Sun D. The perfomances of TiB2-contained iron-based coatings at high temperature. Surface and Coatings Technology, 2006, vol. 201, iss. 6, pp. 2500-2504. doi: 10.1016/j. surfcoat.2006.04.025.
14. Eremin E.N., Losev A.S., Akimov V.V. The properties of chromium steel overlaying used as a hardening coating for stop valve sealing surface. Procedia Engineering, 2016, vol. 152, pp. 582-588. doi: 10.1016/j.proeng.2016.07.659.
15. 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. AIP Conference Proceedings, 2017, vol. 1876, pp. 020071-1-020071-6. doi: 10.1063/1.4998891.
16. Gol'dshtein M.I., Grachev S.V., Veksler Yu.G. Spetsial'nye stali [Special steels]. Moscow, MISIS Publ., 1999. 408 p.
17. Ioffe A.V., Tetyueva T.V., Vyboishchik M.A., Trifonova E.A., Lutsenko E.S. Nasosno-kompressornye truby vysokoi korrozionnoi stoikosti [Tubing with high corrosion resistance]. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov = Metal Science and Heat Treatment, 2010, no. 1, pp. 24-31. (In Russian).
18. Azimi G., Shamanian M. Microstructure and wear properties of Fe-Cr-C and Fe-Cr-Si-C clads on carbon steel by TIG surfacing process. Advances in Materials and Processing Technologies, 2009, vol. 83-86, pp. 1035-1042. doi: 10.4028/www.scientific.net/AMR.83-86.1035.
19. Poletika I.M., Makarov S.A., Krylova T.A., Golkovskii M.G. Using the Cr-C-B systems for alloying metal by in out-of-vacuum electron beam surfacing. Welding International, 2012, vol. 26, pp. 17-22. doi: 10.1080/ 09507116.2011.653160.
20. Weia S.Z., Liub Y., Zhanga G.S., Xua L.J., Lia J.W., Rena Y.Y. Microstructure and wear resistance of Fe-Cr-C hardfacing alloy reinforced by titanium carbonitride. Tribology Transactions, 2015, vol. 58, pp. 745-749. doi: 10.1080/10402004.2014.1003119.
21. Fu J., Nie Q., Qiu W., Liu J., Wu Y. Morphology, orientation relationships and formation mechanism of TiN in Fe-17Cr steel during solidification. Materials Characterization, 2017, vol. 133, pp. 176-184. doi: 10.1016/j. matchar.2017.10.001.
22. Kim K.-S., Kang J.-H., Kiim S.-J. Effects of carbon and nitrogen on precipitation and tensile behavior in 15Cr-15Mn-4Ni austenitic stainless steels. Materials Science and Engineering A, 2018, vol. 712, pp. 114-121. doi: 10.1016/j.msea.2017.11.099.
Conflicts of Interest
The authors declare no conflict of interest.
© 2018 The Authors. Published by Novosibirsk State Technical University. This is an open access article under the CC BY license (http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/).
