Введение
Повышенные требования по износостойкости предъявляются к деталям машин, работающих в условиях интенсивного изнашивания. В промышленности широкое распространение нашли технологии повышения эксплуа
тационных свойств поверхностным упрочением таких деталей [1]. Одной из таких технологий поверхностного упрочнения является наплавка рабочих поверхностей износостойкими порошковыми проволоками [2].
Известно, что высокая износостойкость покрытий достигается мартенситной структурой, упрочненной карбидными включениями. Для создания в наплавленном металле значительного количества таких включений в шихте порошковой проволоки существенно увеличивается концентрация углерода. Однако такой металл имеет высокую твердость и трудно обрабатывается режущим инструментом. В связи с этим требуется проведение отжига для снижения твердости металла, обеспечивающего его обработку резанием и последующую закалку, а также отпуска для достижения требуемых эксплуатационных свойств.
Вместе с тем для наплавки большой номенклатуры деталей можно использовать стали ферритного класса, характеризующиеся хорошей технологичностью, сравнительно низкой стоимостью и высокой работоспособностью в условиях трения металла о металл.
В этом отношении перспективно использование экономно легированных сталей на железо-марганцевой основе [3]. Особый интерес представляют такие стали с содержанием марганца менее 10 %, легированные небольшим количеством кремния, молибдена и титана, которые могут иметь ферритную структуру. Такая композиция используется в стали 10Г7М2С2Т, применяемой для изготовления металлических конструкций повышенной прочности [4]. Однако такая сталь имеет сравнительно невысокую твердость и как следствие низкую износостойкость, и не может быть использована для наплавки упрочняющих покрытий.
Существенный эффект упрочнения такой стали можно обеспечить путем создания дополнительных дисперсных соединений, выделяющихся в результате отпуска [5]. Этого можно достичь легированием стали азотом совместно с ванадием [6]. Свойства таких сталей можно также улучшить, если в дополнение к титану вводить алюминий приблизительно в одинаковых пропорциях [4].
При таком легировании количество, размер и распределение соединений титана, ванадия и алюминия с азотом и углеродом (карбонитридов и нитридов) будет одним из решающих факторов, определяющих свойства таких сталей.
Вышеизложенное обусловливает перспективность использования для наплавки стали 10Г7М3С2АФТЮ, состав которой может обеспечить ферритную дисперсно-упрочненную структуру наплавленного металла. Однако особенности фазово-структурных превращений в результате старения такой стали ферритного класса не изучены. В связи с этим целью работы является исследование влияния старения на структуру, свойства и фазовый состав стали системы С‒Fe‒Mn‒Mo‒Si‒V‒Ti‒Al‒N.
Методика проведения
экспериментальных исследований
Объектом исследований являлся металл с покрытием, наплавленным порошковой проволокой, созданной на основе стали 10Г7М3С2АФТЮ (табл. 1). Для обеспечения необходимого содержания азота в стали в состав порошковой проволоки был введен азотированный марганец Mn(N) марки Мн92Н6 по ГОСТ 6008-90. Расчетный состав экспериментальной порошковой проволоки приведен в табл. 1.
1. Расчетный состав экспериментальной порошковой проволоки, %
|
Mn |
Mn(N) |
Mo |
FeSi |
FeV |
FeTi |
FeAl |
Na2SiF6 |
Fe |
Fe-лента |
|
4,0 |
3,5 |
3,5 |
3,6 |
3,0 |
5,2 |
1,8 |
0,3 |
20,4 |
остальное |
Металл образцов для проведения исследований получали наплавкой валиков в аргоне на пластины из углеродистой стали 45 размером 200×50×10 мм экспериментальной порошковой проволокой диаметром 2,4 мм в три слоя.
Исследования упрочнения осуществляли по результатам измерения твердости по сечению наплавленного металла состаренного при температурах 350, 500, 550 и 600 °С с выдержкой в течении 2; 6 и 10 ч.
Металлографические исследования наплавленного металла проводили на оптическом микроскопе АXIO Observer A1m (Carl Zeiss). Микроструктура выявлялась химическим травлением в реактиве состава: CuSO4 – 4 г; HCl – 20 мл; H2O – 20 мл.
Твердость наплавленного металла измеряли по методу Роквелла на приборе мод. «ТК-2». Концентрацию углерода в исследуемом металле определяли на анализаторе
«МЕТАВАК-CS30», а азота на анализаторе «МЕТАВАК-АК».
Рентгенофазовый анализ выполняли на многофункциональном рентгеновском дифрактометре Shimadzu XRD-7000. Для обработки и анализа дифракционных спектров применили пакет программ Match! версии 3.8.1.151.
Электронно-микроскопические исследования проводили на электронных микроскопах: просвечивающем HT-7700 Hitachi c энергодисперсионным спектрометром X-Flash 6T/60 Bruker и растровом JCM–5700 (JEOL) c энергодисперсионным спектрометром JED-2300*.
Результаты исследований и их обсуждение
Проведенный химический анализ показал,
что исследуемый металл 10Г7М3С2АФТЮ, полученный наплавкой экспериментальной порошковой проволокой, содержит 0,0743 % углерода; 0,0818 % азота и 0,0162 % серы.
Установлено, что твердость такого металла после наплавки находится в пределах 17…
19,5 HRC.
Степень упрочнения металла покрытия исследуемого состава оценивали по изменению твердости после старения при выбранных температурах (рис. 1).
|
T |
Рис. 1. Изменение твердости наплавленного металла в результате старения
Старение при температуре 350 оС оказывает незначительное влияние на упрочнение металла покрытия исследуемого состава независимо от продолжительности выдержки (см. рис. 1). Значения твердости находятся в диапазоне близком к наплавленному металлу 17…22 HRC.
В результате старения при 500 °С эффект упрочнения определялся длительностью выдержки (см. рис. 1). Так, при выдержке в 2 ч твердость незначительно превышает твердость наплавленного металла, достигая значений 23,5 HRC. После выдержки в 6 ч твердость достигает 30 HRC, а после 10 ч ‒
35 HRC. Максимальный прирост твердости относительно металла после наплавки составляет 20,5 HRC.
Степень упрочнения исследуемого металла при температуре 550 °С значительно повысилась (см. рис. 1). Уже после выдержки в 2 ч твердость повышается до значений 32,5 HRC, после 6 ч ‒ до 42 HRC, а после 10 ч возрастает незначительно, достигая значения в
36,5 HRC. Максимальный прирост твердости -
* Авторы выражают благодарность Красноярскому региональному центру коллективного пользования ФИЦ КНЦ СО РАН за помощь в проведении электронно-микроскопических исследований образцов.
относительно металла после наплавки составляет 25 HRC.
Старение при температуре 600 °С не приводит к усилению эффекта упрочнения исследуемого металла. В случае 6-часовой выдержки средние значения твердости даже несколько падают и находятся в диапазоне 40 HRC (см. рис. 1). Максимальный прирост твердости составляет всего 18 HRC.
Полученные данные обусловили проведение дальнейших исследований металла, прошедшего старение на режиме при температуре 550 °С в течение 6 ч, показавшем наивысший эффект упрочнения.
Для выявления механизма упрочнения исследуемого металла в результате старения были проведены электронно-микроскопические и рентгеноструктурные исследования.
Общий вид характерного участка структуры такого металла, полученный растровой электронной микроскопией, приведен на рис. 2. Химический состав сканированных областей по основным легирующим элементам приведен в табл. 2.
Анализ полученных результатов показывает наличие в стали ферритной структуры на основе железа, марганца, ванадия и молибдена (точки 7 ‒ 10, рис. 2).
Внутри матрицы наблюдается выделения частиц прямоугольной формы с высокой концентрацией азота и титана (точки 1, 2, 3), а также марганца, по-видимому, нитриды титана и марганца. В ряде частиц дополнительно находится ещё молибден и ванадий (точки 2, 3). Обнаружены частицы округлой формы с высокой концентрацией углерода, титана, молибдена и ванадия (точка 6). По границам зерен отмечены выделения с высокой концентрацией углерода, титана и молибдена (точки 4, 5, 11, 12).
Рис. 2. Участок структуры исследуемой стали, полученный растровой электронной микроскопией
с расположением областей сканирования в точках
2. Химический состав сканированных областей исследуемой стали, %
|
Точка № |
C |
N |
Ti |
V |
Mn |
Fe |
Al |
Si |
Mo |
|
1 |
0 |
17,02 |
63,05 |
2,42 |
0 |
15,47 |
1,14 |
0,37 |
0,53 |
|
2 |
0 |
17,33 |
53,63 |
2,52 |
1,85 |
20,87 |
0,47 |
0,38 |
2,95 |
|
3 |
0 |
21,41 |
48,98 |
2,09 |
2,23 |
21,89 |
0,20 |
0,54 |
2,66 |
|
4 |
13,81 |
0 |
21,71 |
1,73 |
4,99 |
51,57 |
0,43 |
0,98 |
4,78 |
|
5 |
26,03 |
0 |
15,78 |
2,40 |
4,08 |
42,58 |
0,29 |
0,98 |
7,86 |
|
6 |
16,93 |
0 |
12,91 |
2,65 |
4,74 |
52,34 |
0,13 |
1,40 |
8,90 |
|
7 |
0 |
0 |
0,47 |
1,23 |
7,73 |
85,58 |
0,28 |
2,04 |
2,67 |
|
8 |
0 |
0 |
0,15 |
1,35 |
7,94 |
85,88 |
0,42 |
1,98 |
2,28 |
|
9 |
0 |
0 |
0,62 |
1,51 |
7,51 |
85,46 |
0,68 |
1,50 |
2,72 |
|
10 |
0 |
0 |
0,36 |
1,54 |
7,46 |
85,65 |
0,52 |
1,63 |
2,84 |
|
11 |
15,46 |
0 |
8,48 |
2,33 |
6,15 |
60,46 |
0,39 |
1,24 |
5,49 |
|
12 |
10,94 |
0 |
8,89 |
1,97 |
6,20 |
66,23 |
0,39 |
1,43 |
3,95 |
Результаты рентгеноструктурного фазового анализа данного металла после старения приведены на рис. 3. Результаты расшифровки дифрактограммы металла сведены в табл. 3.
Рентгеноструктурным анализом установлено, что структура металла после старения состоит из феррита α-Fe и 6-ти видов соединений фазовых составляющих. В ней присутствуют частицы большей частью карбонитрида Ti2CN, нитрида MnN0,457 и карбида VC, интерметаллидов большей частью V1,98Ti0,02, Fe0,875Mo0,125, Fe0,91Si0,09.
Общий вид участка тонкой структуры исследуемой стали, полученный просвечивающей электронной микроскопией, представлен на рис. 4. Химический состав объектов приве-
ден в табл. 4.
Анализ структуры и микродифракций с её основных объектов показывает преобладание в ферритной матрице крупных выделений частиц Ti2CN круглой формы диаметром до 1000 нм, и более мелких округлых выделений частиц VC диаметром 200 нм. По границам раздела наблюдаются крупные выделения V1,98Ti0,02 прямоугольной формы, достигающие в длину 500 нм и шириной 200 нм.
Результаты химического анализа показывают, что наряду с соединениями Ti2CN, VC и
V1,98Ti0,02 в структуре имеются участки с высокой концентрацией Mo и Fe, по-видимому, интерметаллида Fe0,875Mo0,125. Видно так же, что весь титан и молибден находятся в частицах, а в матрице их нет.
Рис. 3. Дифрактограмма исследуемой стали после старения
3. Расшифровка дифрактограммы исследуемой стали после старения
|
№ |
Обозначение фазы и номер карточки |
Инт. пиков |
Тип решетки |
Параметры решетки |
||
|
табличные |
расчетные |
|||||
|
1 |
α-Fe |
Fe (96-901-3475) |
О.С. |
кубическая |
|
|
|
2 |
Fe0,95Mn0,05 (96-152-3953) |
О.С. |
кубическая |
|
||
|
3 |
Fe0,91Si0,09 (96-900-6622) |
Ср. |
кубическая |
|
|
|
|
4 |
Fe0,875Mo0,125 (96-231-0291) |
Ср. |
кубическая |
|
|
|
|
5 |
V1,98Ti0,02 (96-154-0339) |
Ср. |
кубическая |
|
|
|
|
6 |
Ti2CN (96-153-9510) |
Ср. |
кубическая |
|
|
|
|
7 |
MnN0,457 (96-153-2730) |
Ср. |
орторомбическая |
|
|
|
|
8 |
VC (96-101-1322) |
Ср. |
кубическая |
|
|
|
|
9 |
Fe3Si (96-901-5111) |
Сл. |
кубическая |
|
|
|
|
Примечание. О.С. – очень сильная; С. – сильная; Ср. – средняя; Сл. – слабая. |
||||||
а) б)
Рис. 4. Характерный участок тонкой структуры исследуемой стали после старения (а) и его микродифракция (б)
4. Химический состав сканированных объектов тонкой структуры исследуемой стали, %
|
Точка № |
Fe |
Mn |
Mo |
V |
Ti |
|
1 |
3,50 |
0,62 |
12,84 |
14,72 |
68,32 |
|
2 |
51,86 |
4,53 |
23,61 |
10,81 |
8,73 |
|
3 |
68,46 |
6,91 |
15,77 |
5,28 |
3,17 |
|
4 |
92,81 |
5,32 |
0 |
1,29 |
0 |
|
5 |
91,99 |
6,39 |
0 |
1,32 |
0 |
Полученные результаты показывают, что особенностью структуры исследуемой состаренной стали является образование доминирующих в ней соединений карбонитридов титана, карбидов ванадия, нитридов марганца и интерметаллидов титана, ванадия и молибдена.
Заключение
1. Установлено, что старение при температуре 550 °С в течение 6 ч обеспечивает наивысшую степень упрочнения ферритной стали 10Г7М3С2АФТЮ.
2. Показано, что нитридно-карбидно-интерметаллидные соединения Ti2CN, VC, MnN0,457, V1,98Ti0,02, Fe0,875Mo0,125, Fe3Si, образовавшиеся в результате старения, определяют механизм упрочнения ферритной стали 10Г7М3С2АФТЮ.
