Содержание к диссертации
Введение
1 Способы формирования, материалы, структура и износостойкость покрытий (литературный обзор) 13
1.1 Анализ способов формирования упрочняющих слоев 13
1.2 Номенклатура присадочных материалов, применяемых для наплавки 16
1.2.1 Состав, свойства и область применения 16
1.2.2 Структура и свойства высоколегированных ванадием ферросплавов 24
1.3 Особенности формирования структуры наплавленных покрытий и ее влияние на изнашивание 28
1.3.1 Влияние дефектов наплавки 28
1.3.2 Остаточные напряжения 31
1.3.3 Химическая и структурная неоднородность наплавленного металла 32
1.4. Строение и свойства покрытий наплавленных в несколько частично перекрывающих друг друга валиков 42
1.5 Постановка задачи 50
2 Материал, оборудование и методы исследования 58
2.1 Оборудование для наплавки 58
2.2 Присадочный порошок 61
2.3 Режим наплавки 62
2.4 Размеры и структурно-фазовый состав покрытий 67
2.5 Исследование твердости и микротвердости 70
2.6 Испытания на абразивный износ 71
3 Структура и свойства Fe-Cr-V-Mo-C покрытий, полученных плазменно-порошковой наплавкой ниточными валиками 74
3.1 Общие представления о структуре покрытий 74
3.2 Особенности распределения структурных составляющих по высоте валика в пределах участка разориентированных структур 85
3.3 Связь «режим-микроструктура» в Fe-Cr-V-Mo-C покрытиях, полученных наплавкой ниточных валиков 89
3.4 Регрессионный анализ связей «режим наплавки - параметр микроструктуры», «режим наплавки - параметр геометрии» 95
3.5 Структура, твердость и абразивный износ покрытий, наплавленных в несколько частично перекрывающих друг друга ниточных валиков 100
3.5.1 Общее представление о структуре 100
3.5.2 Микроструктура 101
3.5.3 Микротвердость 105
3.5.4 Особенности структуры зоны повторного высокотемпературного нагрева 107
3.5.5 Абразивный износ покрытий 109
3.6 Выводы по разделу 3 117
4 Структура и свойства Fe-Cr-V-Mo-C покрытий, полученных плазменно-порошковой наплавкой широкослойными валиками 119
4.1 Особенности макро- и микроструктуры покрытий 120
4.2 Связь «режим-микроструктура» первоначально наплавленного металла Fe-Cr-V-Mo-C покрытия 127
4.3 Структура и износ покрытия, полученного в условиях широкослойной многопроходной наплавки 136
4.3.1 Макроструктура 136
4.3.2 Микроструктура и микротвердость 139
4.3.3 Строение зон повторного нагрева 148
4.3.4. Абразивный износ 151
4.4 Выводы по разделу 4 156
5 Общий анализ формируемой структуры плазменных Fe Cr-V-Mo-C покрытий и результаты их производственных испытаний 158
5.1 Анализ причин изменения микроструктуры Fe-Cr-V-Mo-C покрытий в зависимости от режима наплавки 158
5.1.1 Влияние режима наплавки на процесс кристаллизации расплава 158
5.1.2 Влияние разбавления металла покрытия основным металлом 160
5.1.3 Влияние повторного высокотемпературного нагрева 166
5.2. Условия работы мельничных вентиляторов и дымососов котельных станций 167
5.3. Анализ эффективности применения технологии ручной дуговой наплавки электродами марки Т-590 в условиях ОАО «Беловская ГРЭС» 169
5.4. Производственные испытания Fe-Cr-V-Mo-C покрытий, полученных широкослойной плазменной наплавкой 174
5.5. Анализ причин высокой износостойкости Fe-Cr-V-Mo-C покрытия 177
5.6 Выводы по разделу 5 182
Общие выводы 184
Список литературы 186
Приложение 211
- Состав, свойства и область применения
- Общие представления о структуре покрытий
- Связь «режим-микроструктура» первоначально наплавленного металла Fe-Cr-V-Mo-C покрытия
- Анализ причин высокой износостойкости Fe-Cr-V-Mo-C покрытия
Введение к работе
Актуальность темы исследования. Износ одна из основных причин
выхода из строя механизмов различного назначения. До 50 % всех проблем,
связанных с износом, приходится на абразивный износ. Прямому воздействию
абразивов подвержены детали горнорудодобывающего и дорожно-
строительного оборудования, рабочие органы почвообрабатывающих машин, а также машин, обеспечивающих гидротранспорт сыпучих материалов и перемещение пылевоздушных смесей. Для их восстановления и упрочнения широко применяют наплавку. Одним из эффективных путей увеличения межремонтного периода наплавленных деталей является повышение однородности макро- и микроструктуры покрытий.
В случае существенных размеров упрочняемых поверхностей наплавку
осуществляют отдельными валиками, наносимыми с перекрытием в один, два
или более слоя. При этом ранее наплавленный объем металла подвергается
частичному оплавлению и повторному высокотемпературному нагреву в
результате наложения последующих валиков. Аналогичная ситуация возникает
и при наплавке цилиндрических деталей в один валик на участке формирования
«замка». Структура объема упрочняющего слоя, подвергшаяся оплавлению и
повторному высокотемпературному нагреву, будет отличаться от
первоначально наплавленного металла.
При многопроходной вакуумной электронно-лучевой наплавке каждый следующий проход обеспечивает полный прогрев ранее наплавленного слоя. Это приводит к мультимодальному распределению карбидных фаз по объему покрытия и способствует его равномерному изнашиванию. Для дуговых и лазерных технологий, когда объем наплавляемого металла за один проход велик, повторный нагрев касается только части ранее наплавленного металла, что может провоцировать его избирательный износ. Таким образом, актуальными являются исследования, направленные на анализ структуры в зонах повторного нагрева покрытий и ее влияния на износ.
Степень разработанности темы исследования. Относительно
постоянной по объему микроструктурой характеризуются композиционные покрытия, в которых армирующие фазы в виде дисперсных компактных включений выделяются из расплава в ходе кристаллизации. К таковым относятся покрытия на основе высоколегированных ванадием ферросплавов (Fe-Cr-V-Mo-C). По уровню эксплуатационных характеристик они успешно конкурируют с высокохромистыми чугунами и быстрорежущими сталями. Высокованадиевые ферросплавы наносят электронно-лучевой, лазерной и плазменно-порошковой наплавкой (ППН). Существенный вклад в изучение структуры и свойств покрытий на основе этих сплавов внесли Сом А. И., Переплетчиков Е.Ф., Рябцев И.А., Салманов М.Н., Грядунов С.С., Kernen M., Leunda J., Gebert A., Bouaifi B., Wang S.-H., Chen J.-Y., Xue L.
К настоящему времени в многопроходном Fe-Cr-V-Mo-C покрытии, полученном лазерной наплавкой, выделяют две отличающихся структурой зоны: первоначально наплавленный металл (ПНМ) и зону повторного
высокотемпературного нагрева (ЗПН). При этом, в зависимости от достигаемой температуры, ЗПН делят на два участка: аустенитизации и отпуска. Тем не менее, до сих пор не проведен детальный анализ структурно-фазового состава ЗПН, ее протяженности и уровня износостойких свойств.
ППН, в сравнении с наплавкой электронным лучом и лазером, более производительна и способна обеспечить как относительно большие (шириной до 30 мм), так и относительно малые (шириной до 5 мм) размеры ванны расплава. В связи с этим строение зон повторного нагрева в зависимости от режима многопроходной ППН может существенно изменяться. До настоящего времени эти изменения остаются неизученными.
Цель работы - выявить закономерности формирования структуры Fe-Cr-V-Mo-C покрытий и ее влияние на абразивный износ в зависимости от режима многопроходной плазменно-порошковой наплавки.
Для достижения данной цели необходимо решить следующие задачи:
оценить влияние основных параметров режима плазменной наплавки Fe-Cr-V-Mo-C порошкового сплава на структуру и фазовый состав получаемых за проход упрочняющих слоев, осуществить обоснованный выбор рационального режима нанесения покрытий;
определить степень влияния на структуру ранее наплавленного объема покрытия повторного высокотемпературного нагрева в ходе многопроходной наплавки ниточными валиками;
оценить расположение и протяженность ЗПН; дать подробный анализ их структуры при наплавке с поперечными колебаниями плазмотрона;
исследовать связь микростроения Fe-Cr-V-Mo-C покрытий, полученных в результате многопроходной наплавки, с их сопротивлением абразивному износу;
осуществить наплавку Fe-Cr-V-Mo-C порошкового сплава по разработанному в работе способу на промышленные быстроизнашиваемые абразивом детали и провести испытания покрытий в производственных условиях, дать оценку их работоспособности.
Научная новизна
-
Получены регрессионные зависимости, связывающие основные параметры режима однопроходной плазменной наплавки (величину тока дуги, скорость наплавки, скорость подачи порошка) с микроструктурными характеристиками карбидной подсистемы Fe-Cr-V-Mo-C покрытий.
-
Установлено, что зона повторного нагрева состоит из трех отличающихся структурой участков: высокотемпературного отпуска (протяженностью ~2 мм), перекристаллизации эвтектического карбида (протяженностью 100…150 мкм) и неполного расплавления (протяженностью 150…200 мкм).
-
Установлено, что участок высокотемпературного отпуска ЗПН, как наименее износостойкий, характеризуется максимальной долей мартенсита (55 %) в матрице и, следовательно, максимальной твердостью. Структура участка перекристаллизации эвтектического карбида ЗПН представляет собой равноосные
включения карбидов М7С3 и МС в аустенитно-мартенситной (65:35) матрице, обеспечивая ему максимальное сопротивление абразивному изнашиванию.
4. Показано, что введение поперечных колебаний плазмотрона с
размахом 20 мм и частотой 0,25…0,4 Гц позволяет избежать образования участка высокотемпературного отпуска как между смежными широкослойными валиками, так и внутри каждого отдельного валика и, следовательно, увеличить общую износостойкость покрытия.
Теоретическая и практическая значимость работы
Полученные в работе результаты позволяют расширить научные представления в области материаловедения композиционных покрытий на основе высоколегированных ванадием ферросплавов (Fe-Cr-V-Mo-C). Установлены: а) влияние основных параметров режима плазменно-порошковой наплавки на микроструктуру формируемых за один проход покрытий; б) величина корреляционной связи между характеристиками микроструктуры покрытий и долей основного металла в упрочняющем слое; в) расположение, протяженность, структурно-фазовый состав, твердость и абразивная износостойкость отдельных участков зон повторного нагрева покрытий, возникающих в ходе многопроходной ППН ниточными или широкослойными валиками.
Предложенный способ плазменной наплавки порошка ПР-Х18ФНМ на
детали, подверженные абразивному и газоабразивному воздействию,
обеспечивает малый износ упрочняющего слоя как в области первоначально
наплавленного металла, так и в зонах повторного нагрева. При применении для
упрочнения рабочих поверхностей лопаток мельничных вентиляторов,
находящихся в системе пылеприготовления котельных агрегатов, покрытий, сформированных по разработанному способу, возможно пятикратное увеличение ресурса работы лопаток в сравнении с упрочненными наплавкой электродами марки Т-590.
Методология и методы исследования
Научная методология исследований заключается в использовании
системного подхода к изучаемой проблеме и комплексном рассмотрении
взаимосвязи режима плазменной наплавки, макростроения, микроструктуры,
твердости и абразивной износостойкости Fe-Cr-V-Mo-C покрытий.
Методологической основой послужили работы отечественных и зарубежных специалистов. Экспериментальные исследования проведены с использованием стандартизированных методик на сертифицированном оборудовании.
Положения, выносимые на защиту
-
Способ плазменной наплавки Fe-Cr-V-Mo-C покрытия, обеспечивающий формирование равномерной композиционной структуры, эффективно работающей в условиях абразивного и газоабразивного износа (патент №2557180 RU, программа для ЭВМ №2014616861).
-
Закономерности макро- и микростроения зон повторного нагрева, их расположения и влияние на абразивную износостойкость (при испытании нежестко закрепленными частицами кварцевого песка) Fe-Cr-V-Mo-C
покрытий, полученных многопроходной наплавкой ниточными или
широкослойными (с поперечными колебаниями плазмотрона) валиками.
3. Режим многопроходной широкослойной плазменной наплавки Fe-
Cr-V-Mo-C покрытия (величина тока прямой полярности 215…225 А, скорость наплавки 4…5 м/ч, размах колебаний плазмотрона 20 мм, частота колебаний 0,25…0,4 Гц, скорость подачи порошка 1,5…1,9 кг/ч), позволяющий создавать композиционную микро- и макроструктуру наплавленного слоя, пятикратно превосходящего по газоабразивной износостойкости упрочняющий слой, выполненный наплавкой электродами марки Т-590.
Связь работы с Государственными программами и НИР. Работа выполнена при поддержке:
1. Проекта «Наука» Государственного задания Министерства образования и
науки РФ на проведение научно-исследовательских работ НИ ТПУ «Особенности
формирования структурно-фазового состава нового класса многофункциональных
композиционных покрытий при использовании различных источников
концентрированных потоков энергии и его влияние на закономерности и
механизмы износа», номер госрегистрации НИР 01201459041;
2. Программы повышения конкурентоспособности НИ ТПУ.
Работа выполнена на экспериментальном оборудовании кафедры «Оборудование и технология сварочного производства» НИ ТПУ, центров коллективного пользования НИ ТГУ и НИ ТПУ.
Личный вклад автора состоит в получении результатов, изложенных в
диссертации, системном анализе и отборе необходимых литературных данных,
подготовке образцов, проведении лабораторных экспериментов и
промышленных испытаний, совместном с научным руководителем обобщении и анализе полученных результатов, формировании выводов и положений диссертационной работы, написании научных статей по теме диссертации.
Достоверность результатов и выводов обеспечивается корректностью постановки решаемых задач, применением комплекса современных методов исследования, большим объемом экспериментальных данных, повторяемостью основных выявленных закономерностей.
Апробация работы. Основные результаты работы представлены на следующих международных и всероссийских конференциях и семинарах: XVI, XVII, XIX и XX Международных научно-практических конференциях студентов и молодых ученых «Современные техника и технологии» (г. Томск, 2010, 2011, 2013, 2014); V, VI и VII Международных научно-технических конференциях «Современные проблемы машиностроения» (г. Томск, 2010, 2011, 2013); X Всероссийской школе-семинаре «Новые материалы. Создание, структура, свойства» (г. Томск, 2010); I, II, IV, V и VI Всероссийских научно-практических конференциях студентов, аспирантов и молодых ученых «Неразрушающий контроль: электронное приборостроение, технологии, безопасность» (г. Томск, 2011, 2012, 2014, 2015, 2016); III Международной научно-практической конференции с элементами научной школы для молодых ученых «Инновационные технологии и экономика в машиностроении» (г. Юрга, 2012); I Всероссийской
конференции школьников, студентов, аспирантов, молодых ученых
«Ресурсоэффективные системы в управлении и контроле: взгляд в будущее» (г.
Томск, 2012); V Всероссийской конференции молодых ученых
«Материаловедение, технологии и экология в третьем тысячелетии» (г. Томск, 2012); II Российской молодежной научной конференции «Энергетика, электромеханика и энергоэффективные технологии глазами молодежи» (г. Томск, 2013); II Всероссийской научно-технической конференции молодых ученых, аспирантов и студентов с международным участием «Высокие технологии в современной науке и технике» (г. Томск, 2013); X Всероссийской научной конференции молодых ученых «Наука. Технологии. Инновации» (г. Новосибирск, 2016); Международной научно-практической конференции «Технические науки: от вопросов к решениям» (г. Томск, 2016); Международной конференции «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций» (г. Томск, 2016, 2017).
Публикации. Результаты работы изложены в 12 публикациях, из них 5 статей в рецензируемых журналах из перечня ВАК РФ, 3 статьи в журналах, индексируемых в базах данных Scopus, 1 патент РФ и 1 свидетельство об официальной регистрации программы для ЭВМ.
Объем и структура диссертационной работы. Текст диссертации состоит из введения, пяти разделов, общих выводов, списка литературы, включающего 240 наименований, и 1 приложения. Всего 212 страниц, в том числе 103 рисунка, 9 формул и 14 таблиц.
Состав, свойства и область применения
В настоящее время в качестве наплавочных материалов применяют порошки, покрытые электроды, прутки и проволоки, неподвижную присадку. При использовании КПЭ широкое распространение нашли порошковые сплавы различных систем легирования. Подходящими для наплавки являются порошки c малым содержанием газов, с частицами округлой или сферической формы гранулометрического состава в диапазоне 50…400 мкм [2, 54]. Более мелкие частицы характеризуются низкой сыпучестью, а крупные тяжело поддается нагреву. Для предотвращения попадания водорода и кислорода в ванну расплава влажность порошка должна быть не более 0,1 % [51]. Наплавляют сплавы на основе Ni, Co, Fe, Cu, Al, Sn, Pb [2, 35, 38, 50, 51, 55-59] (рисунок 1.2).
Сплавы на основе кобальта – стеллиты (ПР-К60Х30ВС (В3К), ПР-КХ30Н6ВС (ПН-АН34), ПН-АН35, ПР-К25Х25Н20В12, ПГ-10К-01, ПГ-10К-04) характеризуются высокой износостойкостью при нормальной и повышенной температурах (400…750 С), жаропрочностью, жаростойкостью и коррозионной стойкостью во многих агрессивных средах, низким коэффициентом трения, а также хорошей обрабатываемостью резаньем [34, 57]. Совокупность свойств определяет область их применения: изготовление и ремонт металлорежущего и бурового инструмента [2], , наплавка клапанов двигателей внутреннего сгорания [60], уплотнительных поверхностей арматуры [57], рабочих кромок паровых и газовых турбин.
Плазменно-порошковой наплавкой успешно создаются покрытия из сплавов на основе Ni. Введением хрома (нихром Х15Н60, ПР-Х20Н80), молибдена (М28Н70), меди (Д28Н70ГТ, ПР-НД42СР, ПГ-НЧ3) и кремния (Н85С12М3Ю) достигают их высокой коррозионной стойкости. Повышенные показатели жаропрочности и жаростойкости имеют Ni-сплавы с карбидным и интерметаллидным упрочнением (150Х25Н40В6, 130Х35Н60Ю6Т). Самофлюсующиеся наплавочные материалы системы Ni-C-Si-B-Cr (ПГ-СР2, ПГ-СР3, ПГ-СР4, ПГ-10Н-01, ПГ-12Н-02, ПР-НХ16СР3) хорошо сопротивляются износу при сухом трении металла по металлу, обладают стойкостью к коррозии, гидроабразивному и эрозионному изнашивании, сохраняют высокую твердость до 600 С, имеют температуру плавления в интервале 960…1150 С и способны вступать в реакцию с кислородом поверхностных оксидных пленок, характеризуются умеренной в сравнении с кобальтхромовольфрамовыми сплавами стоимостью [2, 3, 35, 57]. Сплавы на основе никеля сохраняют горячую твердость при содержании в них до 15% железа [57].
Весь уникальный комплекс свойств сплавов на основе никеля часто остается невостребованным, потому, учитывая их высокую стоимость, они так же, как и сплавы на основе Co, применяются ограниченно. Кроме того, Ni и Со сплавы имеют склонность к трещинообразованию. В связи с этим их наплавку ведут с предварительным и сопутствующим подогревом, а упрочненные детали отжигают [35]. Перечисленные операции существенно увеличивают стоимость технологии упрочнения.
Для восстановления и упрочнения деталей, работающих в условиях интенсивного абразивного изнашивания (замков буровых труб, шарошек буровых долот, зубьев ковшей экскаваторов) используют высокотвердые хрупкие композиционные наплавочные сплавы на основе карбидов вольфрама, титана, ванадия, ниобия, хрома [2, 17, 18, 61]. В качестве материала - связки в них служат сплавы на основе Ni, Fe, Co, Al [15, 16, 62-65].
Медные сплавы разделяются на бронзы (сплавы меди с оловом, алюминием, бериллием, кремнием, свинцом, и др.) и латуни (сплавы меди с цинком и др.) [2]. Они применяются для создания теплопроводных и электропроводных, коррозионностойких покрытий, обладающих высокими антифрикционными свойствами и хорошей износостойкостью в условиях смазки маслом или без нее [2, 50].
Плазменно-порошковой наплавкой наносятся баббиты — антифрикционные сплавы на основе Sn или Pb с температурой плавления 300…440 С [66]. Наплавляются и относительно износостойкие сплавы на основе алюминия [67].
Для упрочнения деталей, работающих в контакте с абразивом, присадочные материалы на основе Cu, Sn, Pb и Al не применяются.
Покрытия из Fe-сплавов характеризуются значительным уровнем износостойких свойств и невысокой стоимостью. Традиционно Fe-сплавы делятся на стали и чугуны. В зависимости от состава и назначения, наплавляемые стали можно разделить на несколько групп:
- высокомарганцовистые износо- и ударостойкие стали со стабильной аустенитной структурой;
- высокомарганцовистые и хромомарганцовистые износостойкие стали с метастабильной аустенитной структурой;
- низкоуглеродистые высокохромистые нержавеющие стали;
- хромоникелевые и хромоникельмарганцовистые нержавеющие стали;
- мартенситно-стареющие высокопрочные стали;
- нетеплостойкие, полутеплостойкие и теплостойкие инструментальные стали.
Высокомарганцовистые аустенитные стали со стабильным аустенитом (Г13, Г13Н4, Г13Х4Н3М3) обладают высокой износоустойчивостью при трении с ударом, пластичностью, склонны к наклепу (их твердость может возрасти более чем в 2 раза [2]). Повышенная упрочняемость обусловлена механическим двойникованием аустенита [68]. Двойники являются эффективными барьерами для движения дислокаций. Они предотвращают локализацию пластической деформации и образование трещин, обеспечивая ПНД-эффект (пластичность, наведенная двойникованием) [69]. Дополнительное легирование и микролегирование высокомарганцовистых аустенитных сталей Ti, Nb, W, Mo, Cr, V, Cu, Co, Ni является одним из перспективных путей улучшения их свойств.
Высокий уровень износостойкости метастабильных высокомарганцовистых аустенитных сталей обусловлен фазовым превращением под нагрузкой, в результате которого происходит поглощение части энергии фрикционного взаимодействия [70-72]. Фазовый переход положительно сказывается на пластических характеристиках. В момент бездиффузионной перестройки решетки (ПНП-эффект (пластичность, наведенная превращением)) происходит релаксация напряжений [73, 74]. Интенсивность мартенситного превращения под нагрузкой зависит от химического состава, термического цикла наплавки, характера распределения дислокаций, величины энергии дефектов упаковки, уровня внутренних напряжений, размера зерна, наличия дисперсных выделений избыточных фаз и локализации внешней нагрузки [75].
Кроме Fe-Mn-C выделяют метастабильные системы Fe-Ni-С и Fe-Cr-C. Ni, в отличие от Mn, повышает энергию дефектов упаковки. Он увеличивает скорость движения дислокаций, а значит, приводит к уменьшению их плотности в деформированном металле и к снижению степени упрочнения [76]. Применению Ni в качестве легирующего элемента препятствует его дефицитность и цена.
Перспективными износостойкими наплавочными материалами являются метастабильные сплавы системы Fe-Mn-Cr-C, превосходящие Fe-Ni-Cr-C сплавы по степени упрочнения [77]. Регулируя соотношение между C, Mn и Cr или вводя дополнительные легирующие элементы (Mo, V, N), можно получать стабильные структуры с хорошей обрабатываемостью резаньем, а посредствам последующей термической обработки переводить матрицу в метастабильное состояние, с дополнительным выделением карбидов и нитридов [78].
Fe-Cr-C метастабильные материалы превосходят сплавы на основе никелевого и марганцовистого аустенита в условиях абразивного износа, но уступают в условиях ударного нагружения. Они имеют высокую твердость, но относительно невысокую вязкость разрушения. Хромистый аустенит из-за пониженной энергии дефектов упаковки склонен к фазовому переходу [76].
Низкоуглеродистые до 0,3 % С высокохромистые нержавеющие стали (ПХ17Н2, ПХ30, ПХ13М2, ПР-20Х13Н2, ПР-30Х13) в зависимости от химического состава и скорости охлаждения могут обладать ферритной, мартенситно-ферритной или мартенситно-аустенитной структурой. В зависимости от фазового состава они характеризуются различной износо- и коррозионностойкостью, прочностью и твердостью при нормальных и повышенных температурах.
Хромоникелевые (ПР-Х18Н9, ПХ18Н9Т, ПХ18Н15, ПР-Х17Н12М3, ПР-06ХН28МДТ (0Х23Н28М3Д3Т), ПР-04Х19Н9Ф2С2, ПР-10Х16Н25АМ6) и хромоникельмарганцовистые аустенитные нержавеющие стали обеспечивают высокую устойчивость к коррозии в воде и агрессивных жидкостях, обладают стойкостью к кавитации и способны сопротивляться изнашиванию потоком абразивных частиц при 500…550С. Для предотвращения образования горячих трещин в аустенитном наплавленном металле обеспечивают не менее 2…3 % -феррита. С учетом проплавления основного металла содержание феррита может достигать 10% [2].
Общие представления о структуре покрытий
На рисунке 3.1 представлена макроструктура поперечного сечения одиночного ниточного валика, сформированного плазменной наплавкой порошка ПР-Х18ФНМ при скорости его подачи 1,1 кг/ч, величине тока прямой полярности 220 А и скорости наплавки в 6 м/ч. Видно, что в процессе наплавки произошло подплавление основного металла (подложки) на глубину 0,4 мм в центре валика и на 0,8 мм у его краев.
Характер плавления основного металла под источником нагрева связан с законом перемещения жидкости в ванне расплава. Известно [110, 133, 142], что на металл ванны действуют: гидростатическая подъёмная сила (Архимедова сила), сила поверхностного натяжения, сила Лоренца и механическое воздействие дугового источника тепла.
На рисунке 3.2 представлены схемы конвективных потоков в зависимости от силового воздействия на расплав [142]. При наплавке током прямой полярности только сила Лоренца способствует движению расплава на поверхности ванны от периферийных ее участков к центру (рисунок 3.2, в), остальные воздействия провоцируют противоположное перемещение жидкого металла. Значит, именно их вклад обеспечивает малое проплавление основного металла в центре наплавленного валика (рисунок 3.1).
Измерение площади наплавленного металла (Fн ) и площади проплавления ( Fпр ) позволило по формуле (2.2) [106, 133] посчитать долю основного металла в наплавленном покрытии (). Она составила 23 %. Отношение ширины (B) к высоте валика (H) соответствует величине коэффициента формы валика (в ).
Изменения величины тока плазменной дуги, скорости подачи присадочного порошка и скорости наплавки обеспечивают формирование валиков, отличающихся, прежде всего, шириной, высотой, коэффициентом формы, площадью наплавленного металла и величиной разбавления покрытия основным металлом (рисунок 3.3, а). На рисунке 3.3, б представлены зависимости площади наплавленного металла ( Fн ) и доли основного металла в наплавленном () от величины эффективной погонной энергией (Q). С повышением погонной энергии, за счет увеличения проплавления, степень разбавления покрытия металлом упрочняемой детали растет. Площадь наплавленного металла возрастает с увеличением тепловой мощности плазменной дуги в результате сокращения потерь присадочного порошка.
Результаты анализа микроструктуры исследованных покрытий, вне зависимости от режима плазменной наплавки, позволяют характеризовать их строение, как композиционное. Типичная микроструктура в центре наплавленного валика представлена полиэдрическими округлыми зернами матрицы (стрелка С, рисунок 3.4, а), по границам которых, исходя из морфологии, располагается эвтектика (стрелка А, рисунок 3.4, а, в), имеющая разориентированное скелетообразное [79] строение (рисунок 3.4, б, в). Как в объём матрицы, так и в объеме эвтектических колоний присутствуют дисперсные выделения (стрелка В, рисунок 3.4, а, в).
Обнаруженные структурные составляющие кроме морфологии различаются твердостью (рисунок 3.5). Сопротивление внедрению алмазной пирамиды, измеренное на отдельных крупных (10... 20 мкм) округлых выделениях принимает значение 1950±100 HV0,01. (рисунок 3.5, а). Микротвердость эвтектических колоний составляет 700±50 HV0,025, а твердость матрицы 400...550 HV0,025 (рисунок 3.5, б).
В выявленных структурных составляющих был проведен локальной анализ химического состава методом МРСА (рисунок 3.4, б, точки р1…р6), данные которого представлены в таблице 3.1.
На основе анализа данных МРСА и РСА наплавка представляет собой смесь четырех фаз. Матрица находится в двухфазном состоянии: - и - твердые растворы на основе железа. Основной структурной составляющей эвтектики является карбид М7С3 (типа Cr7C3). Округлые выделения относятся к карбиду ванадия (VC). В работах [6, 27, 28, 92] карбидные фазы в Fe-Cr-V-Mo-C покрытиях также были идентифицированы как VC и М7С3, а состав матрицы аустенит+мартенсит.
При одновременном анализе макроструктуры в трех сечениях ниточного валика, сформированного со скоростью 4,5 м/ч током в 160 А при расходе порошка 1,5 кг/ч, была обнаружена периодичность в характере распределения структурных составляющих (рисунок 3.7).
Исследования полированных микрошлифов с помощью метода темнопольного освящения позволили в сечении I зафиксировать эллиптические темные области (рисунок 3.7, а). В сечениях II и III они располагаются в виде серповидных сегментов, повторяющих контуры сварочной ванны (рисунок 3.7, б,
в). Схематичное изображения слоистого строения сформированного ППН валика системы Fe-Cr-V-Mo-C представлено на рисунке 3.7, г. Образование периодических структур, безусловно, связано с прерывистой природой процесса кристаллизации сварочной ванны [128, 132].
На рисунке 3.8 приведена микроструктура покрытия в чередующихся светлых (а, в) и в темных (б, г) объемах, хорошо различимых на рисунке 3.7.
При переходе от светлой к темной области (рисунок 3.7) объемная доля частиц карбида ванадия снижается от 8…9 % до 5…8 %, число частиц на единицу площади (10000 мкм2) уменьшается от 280…310 до 110…150, а их средний размер (диаметр) растет от 1,65…1,75 до 1,9…2,2 мкм, фактор формы уменьшается от 0,78…0,81 до 0,72…0,76. Кроме того, наблюдается рост средних размеров зерен матрицы и колоний эвтектики. Темные области формируются в моменты снижения скорости перемещения фронта кристаллизации, а светлые, напротив, в моменты, когда она высока. Увеличение скорости наплавки и величины тока дуги обеспечивают более равномерное движение фронта кристаллизации. Режим наплавки ниточных валиков (эксперименты группы А), при котором величина тока принимает значения от 220 до 260 А, скорость наплавки от 4,5 до 13 м/ч и скорость подачи порошка от 1,1 до 2,2 кг/ч, обеспечивает слаборазличимое их слоистое строение (рисунок 3.9).
Согласно литературного обзора, неоднородность строения также провоцируют отличия условий охлаждения различных участков ванны расплава и неравномерный характер перемешивания наплавленного металла с основным вблизи границы сплавления. Анализ микроструктуры покрытия непосредственно у границы сплавления с основным металлом (рисунок 3.1, выделенная прямоугольником I область) позволил выявить следующие структурные особенности (рисунок 3.10).
Связь «режим-микроструктура» первоначально наплавленного металла Fe-Cr-V-Mo-C покрытия
Перемешивание расплава. При наплавке упрочняющего слоя небольшой толщины (1..1,5 мм) даже малое проплавление основного металла (0,3…0,5 мм), гарантирующее качественное сплавление покрытия с упрочняемой деталью, обеспечивает существенное разбавление наплавляемого материала основным.
Для исследования вклада разбавления в макро- и микроструктуру широкослойного покрытия был получен упрочняющий слой толщиной 1…1,5 мм, доля основного металла в котором составила 25…28 %. Его наплавку осуществляли при величине тока плазменной дуги 220 А, скорости подачи порошка 0,7..1 кг/ч, размахе колебаний плазмотрона 20 мм с частотой 0,4 Гц.
На рисунке 4.7, а представлен фрагмент макроструктуры этого покрытия (сечение II) после травления на мартенсит реактивом №3 в течение 1 мин. Для сравнения, на рисунке 4.7, б приведена макроструктура упрочняющего слоя, полученного при скорости подачи присадочного порошка 1,5…1,9 кг/ч, после его травления реактивом №3 в течение 2 мин.
Резкой отличительной особенностью упрочняющего слоя малой толщины является наличие легко выявляемых (уже после кратковременного травления в течение 10 сек) многочисленных темных изгибающихся вытянутых структурных элементов шириной не более 200 мкм (в основном менее 100 мкм) в пределах каждого наплавленного микровалика (стрелки 1 на рисунке 4.7, а). Причем их наибольшая концентрация фиксируется у краев валика.
Структурные элементы покрытия, обозначенные стрелками 1 (рисунок 4.7, а) характеризуют гидродинамическую обстановку в ванне расплава. Конвекция в ванне расплава является результатом механического воздействия дугового потока, действия объемной электромагнитной силы, гидростатической подъёмной силы и силы поверхностного натяжения [110, 133, 142].
Можно с уверенностью предположить, что образование значительной турбулентности у краев наплавленных широкослойных валиков связано с движением столба плазы по трапецеидальной траектории, в крайних точках амплитуды которой (точки 3 и 5 на рисунке 4.5) происходит резкая перемена направления движения. После прохождения этих точек источник нагрева с большой скоростью ( 75 м/ч) проходит по металлу ванны расплава. В результате вытеснения большой объем жидкого металла перемещается, огибая столб с боковых сторон и проходя под ним. В хвостовой части ванны потоки расплава сталкиваются (рисунок 4.7, а) что вызывает значительную турбулентность и образование завихрений. В [133] отмечается высокая вероятность образования завихрений в небольших по объемам сварочных ваннах, получаемых при сварке с высокой скоростью.
Микроструктура объемов тонкослойного покрытия в области обнаруженных завихрений характеризуется существенными отличиями от остальных объемов упрочняющего слоя. Доля эвтектики на основе М7С3, а также доля карбида ванадия здесь понижены (в 3 раза и более), а зерна матрицы, напротив, увеличены в размерах (рисунок 4.8). Карбид ванадия представлен вытянутыми или равноосными немногочисленными включениями (рисунок 4.8, б). Матрица интенсивно травится реактивом №3 (рисунок 4.8, г). После кратковременного травления удается выявить игольчатое строение мартенсита.
Измерение микротвердости подтвердило наличие закалочных структур. В пределах завихрений она составила 570…580 HV0,3, тогда как в остальном упрочняющем слое микровтердость в среднем равна 480 HV0,3. Низкие объемные доли карбидных фаз, а также значительная доля мартенсита в матрице, по-видимому, связаны, во-первых, со значительным разбавлением металла тонкослойного покрытия основным металлом (25…28 %), во-вторых, с недостаточным их перемешиванием. В случае наплавки слоя толщиной 2…2,5 мм, когда разбавление основным металлом составляет 10…15 %, объем расплава больше, перемешивание протекает интенсивно. После кристаллизации в ходе дальнейшего охлаждения аустенит во всем объеме покрытия (ввиду значительного содержания и более равномерного распределения легирующих элементов) значительно более стабилен (рисунок 4.7, б).
Анализ результатов экспериментов группы «Б» показал, что для обеспечения относительно равномерного строения упрочняющего слоя доля основного металла в наплавленном покрытии не должна превышать 20 %.
Количественные характеристики структуры. Варьирование параметров режима наплавки в пределах экспериментов группы «Б» обеспечивает существенные количественные изменения микроструктурных характеристик. Примеры формируемых структур приведены на рисунке 4.9.
Средняя по сечению объемная доля частиц VC изменяется от 3 до 11 %, их число от 170 до 740 штук, диаметр от 1,2 до 1,9 мкм, фактор формы от 0,66 до 0,81, средняя объемная доля эвтектики на основе М7С3 от 1 до 37 % (рисунки 4.9, 4.10, 4.11).
Число частиц карбида ванадия с увеличением размаха колебаний при постоянной частоте растет (рисунок 4.10, д, е), а средний диаметр уменьшается (рисунок 4.10, в, г). Описываемые изменения связаны с увеличением результирующей скорости наплавки, а значит и скорости кристаллизации. Форма включений VC уже при размахе в 10 мм близка к равноосной. Фактор формы составляет 0,74 (рисунок 4.10, а, б). Увеличение скорости подачи присадочного порошка обеспечивает увеличение объемной доли и числа частиц карбида ванадия (рисунки 4.10, д, е, 4.11, а, б). Что легко объясняется сокращением доли участия основного металла в наплавленном покрытии (рисунок 4.2, в, е). Объемная доля эвтектики также растет с увеличением vп , уменьшается с ростом величины тока плазменной дуги и размаха поперечных колебаний плазмотрона (рисунок 4.11, в, г).
Твердость большинства наплавленных покрытий не превышает 48 HRC (рисунок 4.12). Исключением являются упрочняющие слои, полученные при минимальном расходе присадочного порошка (0,7 кг/ч) и максимальном (260 А) значении тока сжатой дуги. В них твердость может достигать 57 HRC (рисунок 4.12).
Корреляционный анализ показал, что связь объемной доли мартенсита в матрице (Va) с твердостью {HRC) линейна, положительна и весьма высока ( Гху = 0,93) (рис. 4.13, а). Коэффициент корреляции рассчитывали по формуле:
Известно, что твердость композиционных покрытий определяется как фазовым составом матрицы, так и объемной долей упрочняющих ее включений. В многочисленных работах показано, что с ростом объемного количества карбидных фаз твердость также возрастает. Согласно полученным в работе экспериментальным данным связь твердости с суммарной объемной долей карбидных фаз неоднозначна. В области значений HRC от 44 до 47, когда доля мартенсита в матрице не превышает 35 %, связь линейна, сильна и положительна.
В области высоких значений HRC (свыше 47 до 56) эта связь нарушается и становится отрицательной. Твердость здесь определяется фазовым составом матрицы, значительно меняющимся из-за разбавления наплавленного покрытия основным металлом.
Микроструктура покрытий определяет как их твердость, так и износостойкость. В [6, 25, 28, 84, 89] показано, что увеличение объемной доли VC повышает сопротивление изнашиванию высоколегированных ванадием Fe сплавов. Кроме того, максимальную износостойкость обеспечивает равномерное распределение в аустенитно-мартенситной матрице VC сферической формы [6, 24, 25, 28, 83, 84, 86, 89, 177]. В предыдущей главе определено, что с повышением объемной доли мартенсита в матрице износостойкость покрытия, сформированного плазменной наплавкой порошка Пр-Х18ФНМ снижается.
Таким образом, полученные сведения о влиянии параметров режима широкослойной наплавки на микроструктуру первоначально наплавленного Fe-Cr-V-Mo-C покрытия, результаты проведенных экспериментов по изнашиванию (см. раздел 3), а также литературные данные о связи структуры и износостойкости Fe-Cr-V-Mo-C сплавов, позволяют рационально выбрать режим широкослойной наплавки для исследования микроструктуры зон повторного нагрева. Величина тока дуги 215…225 А, скорость наплавки 4…5 м/ч, скорость подачи порошка 1,5…1,9 кг/ч, размах колебаний в 20 мм с частотой 0,25…0,4 Гц обеспечивают формирование качественного покрытия, характеризующегося малой долей основного металла в наплавленном слое (10…15 %) и равномерным распределением дисперсных включений VC в аустенитно-мартенситной матрице.
Анализ причин высокой износостойкости Fe-Cr-V-Mo-C покрытия
Угольная пыль твердостью по Моосу от 2 до 5 единиц [233] (HV 0,3…2 ГПа [234]), с которой контактируют упрочненные лопатки рабочего колеса, имеет фракцию менее 100 мкм. Скорость запыленного потока воздуха в мельничном вентиляторе может достигать 100 м/с, а угол атаки пыли на лопатку колеблется от 0 до 40 [222, 235]. Особенностью работы лопаток является непрерывность, и множественность соударений частиц угольной пыли с их рабочими поверхностями.
Согласно [232] основными механизмами разрушения материалов при газоабразивном износе являются микрорезанье, выбивание, выкрашивание и многократное пластическое деформирование. Механизм разрушения определяется составом, структурой, свойствами покрытий, размером, формой и свойствами абразивов, а также зависит от угла атаки потока и его скорости [230, 236]. По данным [237] с уменьшением угла атаки снижается величина ударного воздействия и увеличивается пропахивание и микрорезанье поверхности. В работе [230] зафиксировано сходство механизмов разрушения металлических сплавов при газоабразивном изнашивании при малых углах (30…40 и менее) и при трении о шкурку. В [5, 232] показана близость работы высокохромистых чугунов при изнашивании нежестко закрепленным абразивом и газобразивным потоком с малыми углами атаки (30 и менее).
Сравнительный анализ результатов растровой электронной микроскопии изношенных поверхностей позволяет раскрыть причины различий износостойкости покрытий, полученных плазменной наплавкой и покрытий, сформированных по принятой на предприятии технологии.
На рисунке 5.12 представлена поверхность износа упрочняющего слоя, полученного ручной дуговой наплавкой электродами марки Т-590. На поверхности видны риски, ориентированные в направлении движения газоабразивного потока и имеющие углубления в зоне удара частиц пыли. Вытянутая их форма объясняется малым углом атаки запыленного потока воздуха на лопатку. Протяженность рисок принимает значения от 2 до 30 мкм, причем большинство из них имеет длину не более 10 мкм. Вокруг рисок наблюдаются отвалы, свидетельствующие о развитии пластической деформации матрицы.
Низкая твердость и малый угол атаки обеспечивают небольшую глубину проникновения частиц пыли в покрытие. Поскольку твердость эвтектики на основе М7С3 (870 HV0,05) несколько выше твердости матрицы (580 HV0,05), глубина проникновения угольной пыли в нее меньше. На поверхности образуется слабовыраженный рельеф, эвтектика (стрелка 1 на рисунке 5.12) выступает над уровнем матрицы (стрелка 2).
На основании проделанных наблюдений можно заключить, что основными механизмами разрушения покрытия, полученного ручной дуговой наплавкой, являются микрорезанье и пластическое деформирование.
Сформированные ППН упрочняющие слои после изнашивания имеют матовый цвет. Наиболее интенсивно из их рабочих поверхностей выступают округлые частицы по форме и размерам соответствующие карбиду ванадия (стрелка 1 на рисунке 5.13). Менее интенсивно округлые включения карбида М7С3 (стрелка 3 на рисунке 5.13, в, г) на участках перекристаллизации эвтектического карбида, а также скелетообразная эвтектика на основе М7С3 (стрелка 3 на рисунке 5.13, а, б) в остальных объемах покрытия. Нижний уровень рельефа соответствует матрице упрочняющего слоя (стрелка 4). В опытных покрытиях карбид VC имеет твердость 2900 HV0,i, скелетообразная эвтектика на основе М7Сз 700±50 HVofi25, коагулировавший карбид М7С3 1100±50 HVofi25 и матрица 450±50 HV0fi25. Высокая твердость карбидных фаз, равномерность распределения и малые межкарбидные промежутки обеспечивают протяженность рисок, образуемых в результате контакта рабочей поверхности лопатки с частицами абразива, в пределах от 1 до 10 мкм, причем большинство из них не превышают 5 мкм. Отличительной особенностью микрорельефа на рабочей поверхности экспериментальных покрытий является четкое выделение в нем трех уровней структурных составляющих, различающихся твердостью.
Твердость включений VС в упрочняющем слое максимальна. Мягкая угольная пыль не способна разрушить карбид ванадия. Потому его частицы эффективно препятствуют движению пыли в материале покрытия. Кроме того, поскольку угол атаки газоабразивного потока на лопасти мельничных вентиляторов мал (0…40) карбид ванадия обеспечивает проявление теневого эффекта [238-240], защищая собой матрицу и эвтектику. Малые размеры частиц VC (1,3±0,3 мкм) и относительно небольшая их объемная доля (9… 12 %) не обеспечивают полную защиту матрицы и эвтектики. Потому вклад последних в общую износостойкость упрочняющего слоя также существенен.
По мере изнашивания матрицы и эвтектики вокруг частиц карбида ванадия их связь с покрытием ослабевает, и постепенно высокотвердые включения вырываются (выбиваются) газоабразивным потоком. На месте вырывов VС образуются кратеры (стрелка 2 на рисунке 5.13).
Скелетообразная эвтектика (700±50 Н0Щ5) слабо выступает над уровнем матрицы(450±30 ЯКо.юз), так как их твердости близки.
Несмотря на минимальную твердость, аустенитно-мартенситная матрица экспериментального покрытия также вносит вклад в общее повышение его износостойкости. Рентгеноструктурный анализ поверхности упрочняющего слоя №В2 до и после производственных испытаний показал, что матрица в ходе ударно-абразивного воздействия угольной пылью претерпевает частичное уос -мартенситное превращение. Объёмная доля мартенсита при этом слабо возрастает на 5 % (рисунок 5.14). При изнашивании нежестко закрепленным кварцевым песком прирост мартенсита в матрице Fe-Cr-V-Mo-C покрытия достигал 30 %, потому можно заключить, что газоабразивный износ угольной пылью является менее жесткой схемой испытаний.
Коагулировавший в зонах повторного нагрева карбид М7С3 за счет относительно высокой твердости, обеспечивает больший, чем скелетообразная эвтектика вклад в повышение износостойкости покрытия. Потому участки перекристаллизации эвтектического карбида несколько возвышаются над поверхностью остального объема упрочняющего слоя (рисунок 5.15). Участки неполного расплавления зон повторного нагрева также демонстрируют большую, чем первоначально наплавленный металл, износостойкость.