doc 2,4 МБ

УДК 621.791.92:669.018.25
Левин Д.М., Власов В.М., Гончаренко И.А., Мельниченко Н.В., Гутковский
И.Л., Тульский гос. ун-т
Кулбасов А.С., Гутковский Л.Б., ООО фирма "Спецметаллы", г. Тула
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ВЫСОКОЛЕГИРОВАННОГО
НАПЛАВОЧНОГО СПЛАВА, РАБОТАЮЩЕГО В УСЛОВИЯХ
ТЕРМОЦИКЛИРОВАНИЯ
Проведено исследование твёрдости и абразивной износостойкости высокохромистого комплекснолегированного чугуна, предназначенного для
наплавки поверхностей, работающих при значительных нагрузках и повышенных температурах. В наплавленном слое по его глубине выявлены три
структурные зоны. Установлен фазовый состав сформировавшихся структур и характер структурных превращений при нагреве металла наплавки.
Выявлена зависимость износостойкости от типа структуры наплавленного
слоя. Наибольшим сопротивлением износу обладает мелкоигольчатая
структура, включающая первичные карбиды.
Введение
Ряд деталей механического оборудования металлургических предприятий эксплуатируются в условиях интенсивного воздействия абразивных сред.
В некоторых случаях это воздействие имеет достаточно жесткий характер и
сопровождается значительными изменениями температуры. Так, например,
работа лотка засыпного аппарата доменной печи характеризуется следующими условиями. В течение кампании ( 9 месяцев) лоток работает в непрерывном режиме, пропуская абразивный материал (шихта, агломерат и т.п.) в количествах, составляющих десятки тонн. Перемещение шихты по лотку свободное со скоростью движения 1,5…2 м/с. Движущаяся шихта нагрета до
высоких температур. Рабочие температуры лотка 300…350 оС, возможен
кратковременный (до 30 мин.) нагрев до 600 оС (до 15 раз за кампанию), в
некоторых случаях – до 900 оС (длительность до 20 мин, периодичность - до
4 раз за кампанию). Рабочая среда – колошниковый газ (СО – 22,2 %, СО2 –
20,8 %, Н2 = 8,5 %, NН – ост.). Таким образом, внутренняя поверхность лотка
работает при значительных нагрузках, в том числе истирающих, и повышенных температурах.
Основа лотка изготавливается из низкоуглеродистой низколегированной
стали. Учитывая, что основной механизм износа – истирание, с целью повышения износостойкости на внутреннюю поверхность лотка наплавляют слой
легированного наплавочного сплава. Основные требования к такому сплаву –
твердость при комнатной температуре 60…65 HRC, сохранение достаточно
высокой твердости при температурах эксплуатации.
Нанесение специальных износостойких покрытий является широко распространенным методом увеличения срока службы стальных деталей, работающие в условиях абразивного изнашивания [1]. Наиболее широко для этих
целей применяют электродуговую наплавку порошковыми лентами или проволоками [2]. В настоящее время разработано большое число порошковых
материалов, которые применяются для создания наплавленных слоев, различающихся по свойствам сопротивления изнашиванию и многократным ударным нагрузкам [3]. Однако кратковременные периодические нагревы в рабочем
цикле
эксплуатации
деталей
с
наплавленными
абразивно-
износостойкими слоями могут способствовать изменению структуры и триботехнических свойств поверхностных слоев наплавок и уменьшать ресурс
их работы.
В данной работе изложены результаты исследований структуры, твердости и абразивного износа высоколегированного "хром-молибден-ниобийванадиевого" сплава на основе железа, предназначенного для наплавки поверхностей, работающих при значительных нагрузках и повышенных температурах.
1. Материалы и методики исследований
Для создания наплавленного слоя применяли порошковую наплавочную
ленту ПЛ-НП 450Х20Б7М7В2Ф Б-У. Электродуговую наплавку на металлоснову (Ст3, пластины размером 30025035 мм) проводили в два слоя общей толщиной 8 мм. Химический состав наплавленного металла представлен
в табл. 1.
Таблица 1
Марка
Химический состав наплавленного металла, мас. %
С Сr
ПЛ-НП
Ni
Si
W
S
P
Mo V
Nb
Fe
4,7 20,68 0,66 1,73 1,51 0,037 0,026 5,98 0,50 6,57 ост.
450Х20Б7М7В2Ф
Б-У
Наплавку выполняли в два прохода продольными валиками открытой
дугой на постоянном токе обратной полярности. Режим наплавки: сварочный
ток Iсв = 700…900 А, напряжение на дуге Uд = 28…36 В, скорость наплавки
Vн = 30…33 м/ч, шаг наплавки 9…11 мм, вылет электрода 40…60 мм, размах
колебаний электрода 150…200 мм. После наплавки первого слоя полуфабрикат охлаждали на воздухе в течение 30…40 мин и затем наплавляли второй
слой по тому же режиму. После окончания наплавки поверхность наплавленного слоя была отшлифована.
Для проведения исследований плита с наплавленным слоем была разрезана методом электроискровой резки на образцы 10 мм  10 мм. При резке
температура металла не превышала 30...50 оС.
Дюрометрический анализ проводили при комнатной и повышенных
температурах в интервале 20...900 оС на модернизированном твердомере ТК2М алмазными и твердосплавными инденторами.
Металлографический анализ проводили на микроскопе NEOFOT при
увеличениях от 50 до 1000 крат. Микрошлиф приготавливали по стандартной
методике, в качестве травителя использовали спиртовой раствор хлорного
железа и азотной кислоты.
Износостойкость оценивали изнашиванием образцов с наплавленным
покрытием после различных видов предварительной термической обработки
об абразивный круг КЗ1А по схеме "штифт – диск" при значениях нагрузки и
скорости трения скольжения: давление Р = 0,45 МПа, скорость трения скольжения Vтр.ск. = 1,7 м/с, соответствующих режимам работы загрузочного
устройства доменной печи. При испытаниях температура нагрева поверхностного слоя образцов не превышала 50 оС. Весовой износ определяли на
аналитических весах с точностью измерения ~10–2 г.
2. Результаты исследований и их обсуждение
2.1. Исследование микроструктуры наплавленного слоя
На рис. 1 показано схематическое изображение различных структур, образующихся в наплавленном слое.
Рис. 1. Структурные зоны наплавленного слоя: 1 – верхняя, 2 – средняя,
3 – нижняя, 4 – металл - подложка.
Наплавленный слой содержит три явно выраженные структурные зоны
приблизительно одинаковой толщины. Верхняя, поверхностная зона (рис. 2а)
имеет структуру заэвтектического белого чугуна с крупными первичными
карбидами пластинчатого (игольчатого) строения, ориентированными преимущественно ортогонально поверхности. Средняя, так же заэвтектическая
зона (рис.2б), отличается от верхней тем, что первичные карбиды имеют го-
раздо меньшие размеры. Прилегающая к стальной подложке нижняя зона
слоя имеет характерное эвтектическое строение без выделений первичных
карбидов (рис. 2в).
Основу сплава составляет эвтектика – легированный ледебурит, который
состоит из карбидного каркаса, ячейки которого заполнены или аустенитом,
или феррито–карбидной смесью, или мартенситом (мартенситом и остаточным аустенитом) в зависимости от скорости охлаждения после кристаллизации и состава жидкой ванны, так как нижний слой обогащен железом в результате плавления подложки. Кроме эвтектики в сплаве присутствует большое количество первичных карбидов, имеющих игольчатую или пластинчатую форму.
а
б
в
Рис. 2. Структуры зон наплавленного слоя в исходном после наплавки
состоянии: а – верхняя зона (~ 2 мм от внешней поверхности); б – средняя
зона (~ 4 – 4,5 мм); в – нижняя зона (~ 7,5 - 8 мм).
В сплавах системы Fe – C – Cr – W – Mo, содержащих также и другие
карбидообразующие элементы, в частности ванадий и ниобий, кристаллизация начинается с выделения карбидов на основе тугоплавких элементов (Nb,
V, W, Mo). Эти химические элементы образуют следующие типы карбидов:
Nb – NbС с ГЦК - решеткой; V – VC c ГЦК - решеткой; W – WC и W2C с гексагональными решетками; Мо – Мо и Мо2С с гексагональными решетками;
Cr – Cr7C3 c гексагональной и Cr23C6 со сложной кубической решетками.
Карбиды, обладающие одинаковыми типами кристаллических решеток,
имеют, как правило, достаточно широкие или неограниченные области взаимной растворимости. Поэтому в наплавленном слое следует ожидать наличие карбидов и их твердых растворов типа (V, Nb)C, (W, Mo)C, (W, Mо2)C и
других более сложных карбидов тугоплавких металлов. Эти карбиды, имея
более высокую температуру плавления, кристаллизуются в жидкой фазе в
виде первичных карбидов игольчатой формы.
Особое значение в наплавочных сплавах имеет хром. При кристаллизации сложной системы, где присутствуют сильные карбидообразователи (Nb,
V, W, Mo) и содержание углерода превышает 2 мас.%, низший карбид хрома
(Cr3C или Fe, Cr)3C) не образуется. Наиболее вероятно образование карбида
Cr23C6. В этом карбиде растворяются атомы железа, вольфрама и молибдена.
Однако их растворимость ограничена и после предельного насыщения Cr23C6
переходит в карбид Ме6С. Последний кристаллизуется в процессе эвтектического превращения и образует "скелет" эвтектики, а жидкость, обедняясь легирующими элементами, кристаллизуется в аустенит. После охлаждения
сплава ниже температур эвтектического превращения распад аустенита происходит по эвтектоидной реакции Аустенит  Феррит + карбиды хрома
(Cr7C3, Cr3C или (Fe, Cr)3C) в зависимости от концентрации хрома в аустените.
В процессе охлаждения наплавленного слоя, когда равновесие не реализуется, аустенит в своем составе будет иметь также W, Mo и V, а также весь
никель и кремний. Все эти химические элементы стабилизируют аустенит,
поэтому он претерпевает мартенситное превращения, которое не проходит до
конца ввиду низкого положения точки Мн сплава. В результате этого охлажденный на спокойном воздухе наплавленный слой будет находиться в зака-
ленном состоянии, и содержать в структуре первичные карбиды, карбиды эвтектики, мартенсит и остаточный аустенит.
2.2. Твердость наплавленного слоя
Статистический анализ результатов измерения твердости позволил установить, что в пределах верхнего и среднего слоев значение твердости изменяется статистически незначимо и составляет 63…64 HRC.
На рис. 3 представлен график изменения твердости металла наплавки
при нагреве. Погрешность измерения твердости в диапазоне значений 50…60
HRC составляет 1,1 HRC при уровне значимости 5 %. В области значений
твердости 20…25 HRC и ниже погрешность возрастает в два-три раза. Измерения проводили дискретно при температурах, указанных на графике. Длительность изотермической выдержки на каждой температуре измерения составляла 30 мин.
Из рис. 3 видно, что наиболее интенсивно процесс распада мартенсита
протекает в интервале температур до ~ 350 оС, затем темп падения твердости
замедляется. Это, по-видимому, связано с упрочнением продуктов распада
посредством дисперсионного твердения, что характерно для сложнолегированных сплавов карбидообразующими элементами. При повышении температуры свыше ~ 650 оС распад вновь интенсифицируется и сопровождается
резким падением твердости вплоть до 900 оС.
70
Твердость HRC
60
50
40
30
20
10
0
0
100 200 300 400 500 600 700 800 900
Температура, оС
Рис. 3. Температурная зависимость твердости металла наплавки (исходное состояние, нагрев).
При нагреве в металле наплавки происходят структурные изменения,
влияющие на значения твердости. Так, на рис. 4 представлены температурные зависимости твердости металла наплавки при ступенчатом нагреве от
комнатной температуры до 700 оC через 100 оC с изотермической выдержкой
на каждой ступеньке 30 мин, выдержке при температуре 700 оC в течение 30
мин. и последующем ступенчатом охлаждении по аналогичной схеме.
Твердость HRC
70
60
50
40
30
20
0
100
200
300
400
500
600
700
800
Температура, оС
Рис. 4. Изменение твердости материала наплавки при нагреве и охлаждении. Стрелками указано направление изменения температуры.
Как видно из рис. 4, после первого цикла нагрев - охлаждение твердость
металла наплавки при комнатной температуре понижается до значений
55…57 HRC. Измерения температурной зависимости твердости после проведения четырех последовательных циклов нагрев – охлаждение (непрерывный
нагрев до 700 оC со скоростью до 10 оC/мин., изотермическая выдержка при
700 оC в течение 30 мин. и последующее охлаждение с печью) позволили
установить, что кривые HRC(T) после второго – четвертого циклов различаются статистически незначимо и практически полностью совпадают с нижней кривой на рис. 4, то есть с кривой изменения твердости при охлаждении
после первого нагрева. Другими словами, уже первого нагрева до 700 оС достаточно, чтобы распад и соответствующие структурные превращения в металле наплавки при таком отпуске были полностью завершены.
Структурное состояние и уровень твердости металла наплавки, сформировавшиеся после отпуска при 700 оС (55…57 HRC), может быть полностью
восстановлено (до 63…65 HRC) в результате нагрева до 900 оС, выдержкой
30 мин и последующим охлаждением на воздухе.
Структурные превращения в неравновесных системах развиваются во
времени. Поэтому представляет интерес получение информации о длительности промежутков времени, в течение которых структурное состояние материала наплавки переходит в равновесное состояние при различных температурах. Здесь наибольший интерес представляют температуры 600…700 оС,
поскольку именно до этих температур происходят наиболее частые кратковременные (до 0,5 часа) перегревы лотка. Результаты измерения твердости
после изотермических выдержек различной длительности при температуре
700 оС представлены на рис. 5.
Установлено, что полученная кинетическая зависимость твердости при
температуре 700 оС HRC(t) имеет вид простого релаксационного процесса и
может быть представлена уравнением Авраами типа a(t) = a0 + exp(–t/).
График уравнения Авраамии с использованием полученных методом
наименьших квадратов оценок параметров a0 = 21,9 HRC,  = 36,47 HRC и
времени релаксации  = 1,38 ч также представлен на рис. 5. Полученные данные свидетельствуют о том, что при таком времени релаксации порядка 1,4 ч
однократный кратковременный (до 0,5 ч) нагрев наплавочного материала до
температуры 700 оС не обеспечивает формирование равновесного структурного состояния.
60
Твердость HRC
52
44
36
28
20
0
1
2
3
4
5
6
Время, час.
Рис. 5. Изменение твердости металла наплавки в ходе изотермической
выдержки при температуре 700 оС.
Аналогичный вид имеют кинетические кривые изменения твердости в
процессе изотермических выдержек при более низких температурах. На рис.
6. представлены временные зависимости твердости наплавленного слоя. Исследовали материал наплавки как в исходном состоянии, так и после изотермической выдержке при 900 оС, 30 мин, охлаждение на воздухе (твердость
при комнатной температуре 62…63 HRC). Ступенчатый нагрев проводили до
температуры 700 оС. На каждой температурной ступеньке делали изотермические выдержки, в ходе которых выполняли измерения твердости.
65
55
100
200
300
50
400
45
500
40
600
Твердость, HRC
60
35
30
25
700
20
0
1
2
3
4
Время, час
5
6
7
Рис. 6. Кинетика изменения горячей твердости материала наплавки слоя
в ходе изотермических выдержек. Цифры у кривых – температуры нагревания (оС).
Как видно из рис. 6, структурное состояние металла наплавки в исходном состоянии или после закалки от 900 оС является достаточно стабильным
и изотермическая выдержка при температурах до 400 оС сколько-нибудь существенной деградации свойств не вызывает. Однако перегрев свыше 600 оС
приводит к развитию процесса отпуска и сопровождается значительным
снижением горячей твердости.
2.3. Износостойкость наплавленных слоев
Исследование изнашивания наплавленных слоев в исходном состоянии
показали, что весовой износ по глубине изменяется весьма сложным образом
в различных ее структурных зонах. Величину износа оценивали параметром
Kи 
1 dM
, где М и S – масса и площадь износа соответственно. На рис. 7
S dt
представлено распределение параметра износа Ки по толщине наплавленного
слоя H. Для сопоставления на графике также представлены зависимости
HRC(H) и 1/HRC(H), а также схематически обозначены границы структур-
3
66
2,5
62
2
58
1,5
54
1
0,5
1
2
Твердость HRC
2
1/HRC, 10 (ед. HRC)
2
K и, г/см час
-1
ных зон наплавленного слоя.
50
3
0
46
0
1
2
3
4
5
6
7
Расстояние от поверхности, мм
Рис. 7. Характер распределения твердости HRC (●), параметра износа Ки
(◊) и величины 1/HRC (○) по толщине наплавленного слоя. Цифрами обозначены различные структурные зоны: 1 - верхняя, 2 – средняя, 3 – нижняя.
Кроме того, представляет интерес величина интегральной износостойкости, которая может быть определена как K инт 
1 M
, где М – убыль матеS t
риала в процессе износа в течение времени t. Для случая, когда в ходе испытаний наплавленный слой изнашивается полностью, значение коэффициента интегральной износостойкости Кинт = (1,05  0,04)г/см2·ч.
Как видно из рис. 7, график Ки(Н) имеет достаточно сложный вид, при
этом прослеживается достаточно четкая зависимость параметра износа от
структуры. Наибольшей износостойкостью обладает металл наплавки во второй (средней) структурной зоне (Ки  0,8 г/см2·ч) с мелкоигольчатой структу-
рой, включающей первичные карбиды. В то же время дендритная структура с
крупными карбидами (зона 3) отличается максимальной скоростью изнашивания (Ки  1,4 г/см2·ч). Более того, из сопоставления зависимостей Ки(Н) и
HRC(H) видно, что для данного материала само по себе значение твердости
не является гарантией высокой износостойкости. Необходимо сочетание высокой твердости и приемлемой структуры, в данном случае мелкодисперсной
игольчатой. При этом существующие представления о соответствии твердости и абразивной износостойкости [4] проявляются только в случае дендритной структуры в третьей структурной зоне, где наблюдается тенденция к выполнению эмпирического соотношения Ки = ·(1/HRC), в котором угловой
коэффициент  = (80…85) г·(ед. HRC)/см2·ч.
После термообработки упорядоченная последовательность структурных
зон становится малозаметной. Поэтому для получения данных об износостойкости термообработанного материала использовали характеристику интегральной износостойкости Кинт. Так, после отжига при 700 оС, 30 мин., значение параметра интегральной износостойкости Кинт оказалось весьма нестабильным и колебалось в пределах от 1,45 до 2,89 г/см2час. Изотермическая
выдержка при 900 оС, как было отмечено ранее, не только благоприятно сказывается на структуре материала и его твердости, но и способствует существенному уменьшению параметра интегральной износостойкости до уровня
Кинт = 0,58 г/см2час.
Выводы
1.
Наплавленный слой из высоколегированного сплава на основе железа
состоит из трех разнородных по структуре зон. Верхняя, поверхностная зона
имеет структуру эаэвтектического белого чугуна с крупными первичными
карбидами пластинчатого (игольчатого) строения. Средняя, так же заэвтектическая, зона характеризуется мелкоигольчатой структурой, включающей
мелкодисперсные первичные карбиды. Прилегающая к стальной подложке
нижняя зона слоя имеет характерное эвтектическое строение без выделений
первичных карбидов. Наибольшим сопротивлением абразивному износу обладает мелкозернистая средняя зона.
2.
Установлен характер структурных превращений при нагреве металла
наплавки. Отпуск при температуре 700 оС приводит к снижению твердости
по сравнению с исходным состоянием (от 63…64 HRC до 55…57 HRC). Эффект связан с процессами распада пересыщенных растворов -фазы, при
этом "скелетная" карбидная составляющая макроструктуры остается без изменений. Закалка материала наплавки (900 оС, охлаждение на воздухе) приводит к восстановлению уровня твердости до исходных значений.
3.
Структурное состояние металла наплавки в исходном состоянии или
после закалки от 900 оС является достаточно стабильным и изотермическая
выдержка при температурах до (400…500) оС заметной деградации свойств
не вызывает. Однако перегрев свыше 600 оС приводит к развитию процесса
отпуска и сопровождается значительным снижением горячей твердости.
4.
Установлено, что структурные превращения, проходящие в ходе изо-
термической выдержки при температуре 700 оС, имеют вид простого релаксационного процесса, время релаксации которого составляет около 1,5 ч. Показано, что однократный кратковременный (до 0,5 ч) нагрев наплавочного
материала до 700 оС не обеспечивает формирование равновесного структурного состояния.
5.
На интенсивность абразивного износа металла наплавки существен-
ное влияние оказывает вид микроструктуры материала. Наибольшая износостойкость наблюдается у наплавки с мелкоигольчатой структурой, включающей первичные карбиды. Дендритная структура характеризуется наименьшим сопротивлением износу. Показано, что само по себе значение твердости
не является гарантией высокой изностойкости. Для этого необходимо сочетание высокой твердости и, для заданных силовых и скоростных условий
эксплуатации, приемлемого фазового состава и структуры триботехнического слоя, в данном случае мелкодисперсной игольчатой.
6.
Получены значения параметра интегральной износостойкости металла
наплавки Кинт. Для исходного состояния Кинт = (1,05  0,04)г/см2час. После
отжига при 700 оС, 30 мин., значение параметра интегральной износостойкости Кинт нестабильно и колеблется в пределах от 1,45 до 2,89 г/см2час. Закалка от 900 оС не только благоприятно сказывается на структуре материала и
его твердости, но и способствует существенному уменьшению параметра интегральной износостойкости до уровня Кинт = 0,58 г/см2час.
Библиографический список
1. Войнов Б.А. Износостойкие сплавы и покрытия. - М.: Машиностроение, 1990. - 204 с.
2. Кравцов Г.Г. Электродуговая наплавка электродной ленты. – М.:
Машиностроение, 1978. – 118 с.
3. Лившиц Л.С., Гринберг Н.А., Куркумелли Э.Г. Основы легирования
наплавочного материала. - М.: Машиностроение, 1968. - 192 с.
4. Тененбаум М.М. Сопротивление абразивному изнашиванию. - М.:
Машиностроение, 1976. -270 с.