Structural features of the two-layer electric arc coating with additives of titanium carbonitride nanoparticles on low-c.pdf Введение Использование защитных и функциональных поверхностных покрытий для повышения надежности и долговечности выпускаемого и восстановления изношенного оборудования, несмотря на долгую историю, остается одним из актуальных направлений в машиностроении [1, 2]. Нанесение покрытий толщиной от долей до нескольких миллиметров обеспечивает высокую экономическую эффективность восстановления изношенного оборудования или деталей, позволяет снизить стоимость оборудования за счет отказа от использования дорогостоящих конструкционных материалов повышенного качества и применения обычных конструкционных материалов [2]. Одним из возможных путей нанесения покрытий является электродуговая наплавка. Наплавки, получаемые с помощью серийных электродов, не всегда способны обеспечить высокие механические свойства покрытий и композиций покрытие - основной металл. Поэтому в настоящее время большое внимание уделяется совершенствованию технологий нанесения и состава покрытий для создания композиций, предназначенных для работы в экстремальных условиях [3-6]. Одним из путей повышения механических свойств композиции является модификация структуры наплавленных слоев путем введения в ванну расплава тугоплавких нанодисперсных частиц [3, 4]. Это позволяет управлять процессами кристаллизации металла, кинетикой распада аустенита и ведет к формированию дисперсной структуры, что повышает такие показатели, как износостойкость, пластичность, хладостойкость, трещиностойкость материала. Однако в зависимости от технологических условий процесса наплавки, состава, количества наплавленных слоев, материала основы, скорости нагрева и охлаждения и других факторов в поперечном к поверхности направлении в наплавке и основном металле формируются несколько зон с неоднородной структурой, в которых могут сохраняться высокие остаточные напряжения и деформации. Градиентная структура влияет на механические свойства композиции покрытие - основной металл, что особенно заметно проявляется при эксплуатации конструкций, испытывающих динамические и циклические нагрузки, и поэтому является предметом многочисленных исследований [7-11]. В работе [7] показано, что структура металла сварного шва контролируется циклом охлаждения, в то время как структура зоны термического влияния определяется как циклом нагрева, так и охлаждения. Цель настоящей работы - исследование особенностей градиентной структуры композиции покрытие - основной металл, формирующейся в результате двух проходов ручной электродуговой наплавки на основной металл электродами, модифицированными наночастицами карбонитридов титана. Материалы и методики исследований В качестве подложки использовали малоуглеродистую низколегированную сталь 09Г2С, которая благодаря низкому содержанию углерода обладает хорошей свариваемостью, способствующей созданию композиций покрытие - основной металл с высокими механическими свойствами. Покрытие наносилось двумя проходами ручной электродуговой наплавки с помощью электродов, модифицированных наночастицами карбонитридов титана, расчетное содержание которых составляло 0.15 мас. %. Толщина наплавленного покрытия ~ 5 мм. Образцы для структурных исследований вырезались в поперечном направлении по отношению к наплавке. Для выявления фаз, образующихся при распаде аустенита, поверхность образцов была подвергнута механической шлифовке и полировке, а затем протравлена 4%-м спиртовым раствором азотной кислоты. Структурные исследования проводились с помощью оптической микроскопии (Axiovert 25 СА) и путем измерения микротвердости на микротвердомере ПМТ-3. Для исследования тонкой структуры наплавленного слоя использовался сканирующий туннельный микроскоп СММТ-2000Т, работающий в режиме постоянного туннельного тока 2 нA при напряжении 100 мВ. Результаты и их обсуждение Микротвердость и оптическая металлография Рис. 1. Зависимость микротвердости от расстояния от поверхности наплавки Микроструктура покрытия и механические свойства композиции покрытие - основной металл, исследуемые в настоящей работе, подробно анализировались ранее в работе [12]. Было установлено, что модификация электродов наночастицами карбонитридов титана приводит к измельчению структуры покрытия и изменению его фазового состава, а также почти двукратному увеличению ударной вязкости композиции по сравнению с композицией, полученной с помощью промышленных электродов. В структуре покрытия методом сканирующей туннельной микроскопии (СТМ) обнаружено образование нижнего бейнита, который, согласно [13], повышает почти все механические свойства материала. На рис. 1 показана зависимость микротвердости от расстояния от поверхности наплавки в сторону основного металла. Зависимость имеет четыре зоны, соответствующие различным структурам, сформировавшимся в процессе наплавки, которые были условно разделены на пять зон: I - зона наплавки, II - зона перегрева наплавки, III - зона сплавления, IV - зона термического влияния (ЗТВ) и V - основной металл. Зона наплавки глубиной около 1.8 мм характеризуется наиболее высокими значениями микротвердости 230-250 МПа. Оптическая микроскопия показала, что микроструктура данной зоны имеет столбчатое строение (рис. 2, а), в которой цепочки зернограничного феррита с толщиной несколько микрометров декорируют границы бывших аустенитных зерен размером от 35 до 80 мкм. Почти перпендикулярно поверхности зернограничного феррита наблюдаются иглы видманштеттова феррита длиной от нескольких единиц до нескольких десятков микрометров. Кроме того, видны феррит гранулярной морфологии с размерами кристаллитов от 10 до 25 мкм, феррит реечной морфологии длиной 20-40 мкм и толщиной несколько микрометров. Структуры видманштеттова феррита и верхнего бейнита отрицательно сказываются на ударной вязкости покрытия, так как малоугловые границы между пакетами реек и игл препятствуют движению дислокаций, но не мешают распространению трещины. Однако этот фактор не является критическим, поскольку в зоне наплавки находится концентратор напряжения в виде V-образного надреза глубиной 1 мм. Поэтому в развитии разрушения основную роль играют структуры следующих зон, в частности, зоны перегрева наплавки. Микротвердость в этой зоне глубиной ~ 3 мм составляет около 200-215 МПа. Структура в этой зоне представлена смесью отдельных участков феррита перистого типа и фрагментов зернограничного феррита (рис. 2, б). Феррит реечной морфологии и виндманштеттова структура практически не наблюдаются. При удалении в сторону основного металла выявляется структура гранулярного бейнита с преобладанием зерен квазиполигонального феррита размерами от 4 до 17 мкм. Кроме того, присутствует небольшое количество игольчатого феррита с разупорядоченными вторичными фазами, которые концентрируются, главным образом, между кристаллами бейнитного феррита. Рис. 2. Оптические изображения структуры композиции покрытие - основной металл: а - наплавка; б - зона перегрева наплавки; в - зона сплавления; г - участок перегрева ЗТВ; д - участок неполной рекристаллизации ЗТВ; е - участок термического деформационного старения В зоне сплавления глубиной 0.5 мм микротвердость уменьшается примерно от 210 до 170 MПa (рис. 1). Отмечаются квазиполигональные зерна феррита размером 4-24 мкм (рис. 2, в), а игольчатый феррит практически не наблюдается. Площадь, занятая перлитными зернами, и их размер заметно уменьшаются. Вторичные фазы выделяются по границам и внутри зерен феррита. В ЗТВ, где обычно выделяют участки перегрева, неполной рекристаллизации и термодеформационного старения [7], микротвердость варьируется в пределах ~ 170-190 MПa (рис. 1). На участке перегрева наблюдается ферритно-перлитная структура, состоящая как из равноосных ферритных и перлитных зерен размером 5-25 мкм, так и из нерекристаллизованных полигональных ферритных и перлитных зерен длиной 10-50 мкм и шириной от нескольких микрометров до 10 мкм (рис. 2, г). Доля вторичных фаз, выделяющихся вдоль границ, значительно уменьшается по сравнению с зоной сплавления (рис. 2, в). В зоне неполной рекристаллизации наблюдается мелкозернистая ферритно-перлитная структура, состоящая из равноосных ферритных зерен с размерами 5-13 мкм и перлитных зерен размером 3-8 мкм (рис. 2, д). В области термического деформационного старения металлографическая картина зеренной структуры становится похожей на микроструктуру основного металла, которая характеризуется структурной неоднородностью и наличием крупных полигональных зерен феррита размером 10- 40 мкм и перлитных зерен размером 10-30 мкм (рис. 2, е). Структура основного металла представляет собой типичную ферритно-перлитную структуру с характерной сегрегационной полосой перлитных зерен, что, видимо, связано с неоднородностью химического состава стали. Размеры зерен феррита составляют 7-30 мкм, размер зерен перлита от 5-28 мкм. Сканирующая туннельная микроскопия СТМ имеет высокое разрешение в вертикальном направлении, составляющее для использованного микроскопа несколько ангстрем, что позволяет наблюдать тонкую структуру поверхностного рельефа, выявляемую при химическом травлении. С помощью СТМ исследовали различные участки композиции покрытие - основной металл, но основное внимание уделяли исследованию зоны покрытия на глубине более 1 мм и зоны перегрева, которые контролировали разрушение композиции за счет роста трещины от надреза. Анализ морфологических особенностей тонкой структуры рельефа позволил идентифицировать такие структуры, как зернограничный феррит, видманштеттов феррит, перлит, игольчатый феррит и нижний бейнит. Рис. 3. СТМ-изображения структуры: а - в зоне наплавки; б - поперечное сечение вдоль направления, показанного отрезком линии АВ на а На рис. 3, а показана граница двух зерен квазиполигонального феррита I и II, наблюдавшихся вблизи зоны перегрева, и их тонкая внутренняя структура. Тонкая структура нижней части зерна I образована серией произвольно ориентированных относительно друг друга кристаллов, имеющих игольчатую форму длиной ~ 40-100 нм и шириной 15 нм. По морфологическим признакам наблюдаемая структура может быть идентифицирована как игольчатый феррит. Известно, что размер зерен игольчатого феррита зависит от нескольких факторов, в частности, он уменьшается с увеличением степени переохлаждения [14]. Можно предположить, что формирование игольчатой ферритной структуры в зерне I покрытия происходило при высокой степени охлаждения. Игольчатый феррит улучшает механические свойства металла, в том числе ударную вязкость, вследствие наличия тонкой внутренней микроструктуры, приводящей к уменьшению длины элементарного скачка трещины. На высокую скорость охлаждения в наплавке вблизи зоны перегрева наплавки указывает также тонкая перлитная структура, которая образовалась вблизи границы в зерне II (рис. 3, а). Структура сформирована серией ориентированных пластин, поперечное сечение которых вдоль направления, показанного отрезком линии АВ на рис. 3, а, приведено на рис. 3, б. На поперечном сечении видно, что межпластинчатое расстояние составляет ~ 35 нм, что свидетельствует о высокой дисперсности структуры. Вероятно, наблюдаемая тонкая структура образовалась в верхнем интервале температур промежуточного превращения, примыкающего к зоне перлитного превращения, и может быть идентифицирована как троостит закалки, который имеет высокую твердость HB 3500-4500 MПa и невысокие пластичность и вязкость. На рис. 4, а показана структура, выявленная в зоне перегрева, которая представляет ферритное зерно с выделениями вторичных фаз в виде большого числа частиц разных размеров по границам и в соседних зернах. На рис. 4, б показаны поперечные сечения двух частиц вдоль направлений, отмеченных отрезками линий АВ и CD на рис. 4, а. Как видно на рис. 4, б, частицы выступают над уровнем поверхности феррита на высоту 40-90 нм, что свидетельствует о меньшей скорости их травления и, вероятно, является следствием отличия их химического состава от феррита. Поэтому можно предположить, что это частицы карбидов, карбонитридов или продуктов их превращения. Размеры частиц неодинаковы по различным направлениям, длина частиц в направлении АВ составляет 600-700 нм, ширина в перпендикулярном направлении СD ~ 250 нм. Как показано в [9, 10], большое количество мелких тугоплавких частиц, выделяющихся вблизи границ, тормозит огрубление ферритных зерен в процессе распада аустенита. Мелкозернистая структура феррита является благоприятным фактором для повышения ударной вязкости, поскольку границы зерен являются препятствиями для распространения трещины. Рис. 4. Выделение частиц по границам и в теле зерен (а); поперечные сечения вдоль направлений (б), показанных отрезками линий AB и CD на а Структура, показанная на рис. 4, а, по совокупности морфологических признаков может быть идентифицирована как гранулярный бейнит, который благоприятен для повышения механических свойств стали [13]. На рис. 5, а представлены структура наблюдавшейся в зоне перегрева наплавки вблизи от зоны сплавления и поперечное сечение (рис. 5, б) вдоль направления, показанного отрезком линии АВ на рис. 5, а. В левой нижней части рисунка видны светлые полосы с периодом ~ 250 нм, которые возвышаются над поверхностью феррита на высоту ~ 25 нм (рис. 5, б). Подобную структуру с морфологией «булавок» наблюдали на светлопольных изображениях в просвечивающем электронном микроскопе на образцах низкоуглеродистой стали в работе [15]. В этой работе исследовали развитие массивных пластин цементита в низкоуглеродистой стали в зависимости от времени и температуры изотермического превращения при распаде аустенита. В образцах, нагретых до 550 °С в течение 60 с, авторы обнаружили, что зерно доэвтектоидного феррита непрерывно с перлитным ферритом. В работе [15] это рассматривается как прямое доказательство зарождения перлита в доэвтектоидном феррите. На этом основании можно полагать, что наблюдаемая на рис. 5, а структура соответствует начальной стадии зарождения перлита. Тонкие структуры игольчатого феррита, троостита, глобулярного бейнита, зернограничного и виндманштеттова ферритов, наблюдаемые с помощью СТМ в зоне перегрева, могут быть связаны c положительным влиянием двух проходов электродуговой наплавки. Положительное влияние многопроходной сварки на свойства металла шва отмечалось, например, в [16]. Этот эффект связан с уменьшением объема, измельчением крупнокристаллической структуры и формированием участков мелкодисперсной структуры, которые появляются за счет «отжигающего» воздействия наплавочных проходов поверх предыдущего слоя. Рис. 5. СТМ-изображение структуры в зоне перегрева наплавки вблизи зоны сплавления (a); поперечное сечение вдоль направления (б), показанного отрезком линии АВ на а Наблюдаемые структуры, такие, как игольчатый феррит и гранулярный бейнит, оказывают благоприятное влияние на ударную вязкость, в то время как троостит, зернограничный феррит и виндманштеттов феррит, наоборот, понижают ее. Однако более высокая ударная вязкость композиции покрытие - основной металл, полученной с помощью электродов, модифицированных наночастицами карбонитридов титана, по сравнению композицией, полученной с помощью стандартных электродов [12], позволяет считать, что относительная объемная доля структур, отрицательно влияющих на ударную вязкость, невелика. Заключение Исследования структуры и микротвердости покрытия, полученного путем двух проходов электродуговой наплавки электродами с добавками наночастиц карбонитридов титана, и зоны термического влияния в стали 09Г2С показали, что структура является градиентной и состоит из зон наплавки, перегрева наплавки, сплавления и ЗТВ. С помощью СТМ подробно исследована структура зоны перегрева наплавки, которая контролирует распространение трещины и ударную вязкость композиции покрытие - основной металл. Показано, что в зоне перегрева наплавки формируются тонкие структуры игольчатого феррита, гранулярного бейнита, которые благоприятны для повышения ударной вязкости композиции.

Скачать электронную версию публикации