Содержание к диссертации
Введение
1 Формирование износостойких слоев на среднеуглеродистой стали с использованием порошковых материалов, содержащих карбидообразующие элементы (аналитический обзор) 17
1.1 Износостойкость железоуглеродистых сплавов, содержащих частицы высокопрочных фаз 17
1.1.1 Влияние формы карбидных включений и их распределения на сопротивление железоуглеродистых сплавов абразивному изнашиванию 18
1.1.2 Легирование железоуглеродистых сплавов титаном 21
1.1.3 Легирование железоуглеродистых сплавов ванадием 23
1.1.4 Легирование железоуглеродистых сплавов танталом 25
1.1.5 Легирование железоуглеродистых сплавов молибденом 26
1.2 Высокоэнергетические способы поверхностного упрочнения
металлических сплавов 29
1.2.1 Лазерное упрочнение 30
1.2.2 Плазменное упрочнение 31
1.2.3 Электронно-лучевое упрочнение в вакууме 33
1.2.4 Вневакуумное электронно-лучевое упрочнение 35
1.3 Наплавка на стали порошковых смесей, содержащих частицы карбидов 39
1.4 Выводы 41
2 Материалы и методы исследования 43
2.1 Материалы исследования 43
2.2 Химический анализ исходных материалов 44
2.3 Оборудование и режимы наплавки износостойких покрытий 45
2.3.1 Вневакуумная электронно-лучевая наплавка 45
2.3.2 Электродуговая наплавка 49
2.4 Структурные исследования материалов 50
2.4.1 Оптическая металлография 50
2.4.2 Растровая и электронная микроскопия 51
2.4.3 Просвечивающая электронная микроскопия 51
2.4.4 Рентгенофазовый анализ
2.5 Анализ топографии поверхности 52
2.6 Исследование механических свойств
2.6.1 Определение микротвердости 53
2.6.2 Определение ударной вязкости 53
2.6.3 Определение контактно-усталостной выносливости поверхностно упрочненных материалов 55
2.7 Исследование триботехнических свойств 55
2.7.1 Определение износостойкости материалов в условиях трения о закрепленные частицы абразива 57
2.7.2 Определение износостойкости материалов в условиях трения о нежестко закрепленные абразивные частицы 59
2.7.3 Определение износостойкости материалов в условиях трения скольжения по схеме «диск - плоскость» 59
3 Структурные исследования поверхностных слоев, сформированных методами наплавки порошковыхкомпозиций 63
3.1 Общая характеристика упрочненных слоев, полученных методом вневакуумной электронно-лучевой наплавки порошковых смесей 63
3.2 Структурный анализ наплавленных слоев, выполненный методами световой и растровой электронной микроскопии
3.2.1 Структура поверхностного слоя стали после наплавки порошковой смеси «титан – графит» 68
3.2.2 Структура поверхностного слоя стали после наплавки порошковой смеси «титан – молибден – графит» 73
3.2.3 Структура поверхностного слоя стали после наплавки порошковой смеси «тантал – графит» 75
3.2.4 Структура поверхностного слоя стали после наплавки порошковой смеси «тантал – графит – титан» 80
3.2.5 Структура поверхностного слоя стали после наплавки порошковой смеси «ванадий – графит» 83
3.3 Особенности тонкого строения слоев, сформированных
вневакуумной электронно-лучевой наплавкой порошковых смесей
карбидообразующих металлов и графита на образцы из стали 40Х 87
3.4 Особенности структуры наплавленных слоев, сформированных с
использованием энергии электрической дуги 91
3.5 Выводы 96
4 Механические свойства стали 40х с карбидосодержащими покрытиями 101
4.1 Микротвердость среднеуглеродистой стали после вневакуумной электронно-лучевой наплавки карбидообразующих порошковых композиций 101
4.2 Ударная вязкость стальных материалов с наплавленными покрытиями 109
4.3 Особенности изнашивания упрочняющих слоев в условиях трения скольжения 113
4.4 Износостойкость упрочненных слоев при трении о нежестко закрепленные абразивные частицы 126
4.5 Износостойкость наплавленных материалов при трении о закрепленные абразивные частицы 136
4.6 Контактно-усталостная выносливость покрытий с карбидным упрочнением 138
4.7 Выводы 142
5 Термическая обработка покрытия, сформированного вневакуумной электронно-лучевой наплавкой карбидообразующих порошков на стальные заготовки 145
5.1 Структурные исследования легированного слоя после дополнительной термической обработки 146
5.2 Влияние термической обработки на свойства поверхностно упрочненного материала 149
5.3 Выводы 158
6 Апробация результатов экспериментальных исследований 160
6.1 Рекомендации по оптимизации технологии получения высококачественных покрытий с карбидными частицами на стальных заготовках 162
6.2 Поверхностное упрочнение рабочих органов культиватора 163
6.3 Применение результатов исследований в учебном процессе 164
6.4 Выводы 166
Заключение 167
Список литературы
- Влияние формы карбидных включений и их распределения на сопротивление железоуглеродистых сплавов абразивному изнашиванию
- Структурные исследования материалов
- Структурный анализ наплавленных слоев, выполненный методами световой и растровой электронной микроскопии
- Износостойкость упрочненных слоев при трении о нежестко закрепленные абразивные частицы
Влияние формы карбидных включений и их распределения на сопротивление железоуглеродистых сплавов абразивному изнашиванию
Из группы инструментальных сталей, которые могут эксплуатироваться в условиях абразивного изнашивания, особо следует выделить стали карбидного класса (рисунок 1.1) [10]. Основными их представителями являются быстрорежущие, валковые и штамповые стали. Высокая износостойкость этих материалов обусловлена присутствием в их составе сильных карбидообразующих элементов. Взаимодействуя с углеродом, они образуют высокопрочные тугоплавкие карбиды, обеспечивающие значительное повышение твердости, а, следовательно, и износостойкости материала в целом [11-14].
Высокими значениями твердости характеризуются карбиды переходных металлов IV, V и VI групп периодической таблицы элементов, к которым относятся Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W [15-17]. Твердость карбидов обеспечивается максимальным заполнением sp3-конфигурации атомной орбитали свободными электронами. С увеличениями номера элемента в периодической таблице стабилизация sp3-конфигурации атомов углерода уменьшается, что сопровождается снижением твердости и повышением пластичности карбидов.
Значительное влияние на уровень износостойкости материалов оказывают морфология карбидных включений, их кристаллическое строение, размеры, количественное соотношение, особенности распределения в матрице [18-20]. Карбиды в сталях преимущественно располагаются в виде отдельных скоплений или строчек. В заэвтектических железоуглеродистых сплавах перлитного класса карбиды выделяются по границам зерен, образуя сетку. Стали ледебуритного класса характеризуются наличием сетки эвтектических карбидов скелетообразной формы [10, 13]. Наиболее благоприятное воздействие на уровень износостойкости оказывает равномерное распределение карбидной фазы в структуре материала, несмотря на заметное снижение уровня твердости [19]. Сетчатые выделения карбидной фазы по границам зерен и ультрадисперсные карбиды в объеме твердого раствора позволяют сохранить высокие показатели износостойкости материала за счет сокращения толщины межкарбидных прослоек [21-23].
Еще одним фактором, позволяющим повысить уровень износостойкости материала, является наличие в сплаве матрицы, прочно удерживающей хрупкие карбидные включения, как внутри зерен, так и по их границам. Материал с пластичной аустенитной структурой, в отличие от мартенситной, обладает большей способностью удерживать карбиды [18, 24-26]. Кроме того, формирование мар-тенситных кристаллов из метастабильного аустенита под воздействием внешней нагрузки является дополнительным фактором повышения износостойкости сталей, содержащих остаточный аустенит [21, 27, 28]. В то же время формирование пластичной ферритной структуры приводит, к снижению, как твердости, так и износостойкости материалов [29].
Следует отметить, что увеличение объемной доли карбидов не во всех случаях сопровождается повышением износостойкости материала. При превышении определенного предела наблюдается ее резкое снижение. Крупные скопления частиц высокопрочных фаз под действием истирающей нагрузки выкрашиваются [18, 19, 30-32]. Авторами работ [19, 33, 34] показано, что с целью сохранения высоких значений износостойкости необходимо контролировать объемную долю карбидных включений, входящих, как в состав эвтектики, так и свободно располагающихся в структуре материала.
Титан относится к наиболее сильным карбидообразующим элементам. Его взаимодействие с углеродом приводит к формированию монокарбида титана, обладающего кубической гранецентрированной кристаллической решеткой (а = 0,431 нм) [35]. В зависимости от температуры и содержания углерода период решетки изменяется в пределах от 0,430 до 0,433 нм [36]. Карбид титана имеет широкую область гомогенности, которая составляет 37–50 ат. % (по углероду) [37-40]. В зависимости от содержания углерода изменяется и микротвердость карбидных частиц, значения которой могут достигать 15000…31500 МПа [35].
В железоуглеродистых сплавах титан всегда находится в связанном с углеродом состоянии в виде монокарбида TiC, что подтверждает анализ диаграммы состояния системы Ti – Fe – C [41-43]. На рисунке 1.2 приведена проекция ликвидуса данной системы в области, пересыщенной железом. Охлаждение жидкого расплава ниже температуры ликвидуса сопровождается зарождением кристаллов первичного карбида титана. Их рост сопровождается диффузией атомов титана и углерода из соседних областей. При достижении температуры, соответствующей точке «Э», начинает выделяться феррит, который сохраняется до температуры тройной квазиперитектической точки «ТП» (1320 С). В то же время продолжается рост кристаллов TiC. В точке «TП» происходит превращение феррита и оставшейся жидкости в аустенит. Дальнейшие преобразования структуры сплава происходят в твердой фазе. За счет выделения карбидов титана из аустенита их общее количество увеличивается. При полном охлаждении сплава до комнатной температуры формируется эвтектика на основе -железа и карбидов TiC и Fe3C.
Структурные исследования материалов
В качестве контрольных материалов для сравнительного анализа триботех-нических характеристик разработанных покрытий использовали образцы, полученные методом электродуговой наплавки износостойкого материала. Наплавку выполняли электродами типа «Булат-1», применяемыми для упрочнения деталей горнодобывающих и строительных машин, работающих в различных условиях абразивного изнашивания. Наплавку проводили электродом диаметром 4 мм на сварочном посту, оборудованном источником постоянного тока GTF 401 немецкой компании Kjellberg. Постоянный ток обратной полярности был равен 160 А. Состав наплавляемого материала представлен в таблице 2.4. Таблица 2.4 – Химический состав наплавляемого материала
Структура наплавленных покрытий и переходных зон определяет механические и эксплуатационные свойства материалов. В процессе вневакуумной электронно-лучевой наплавки порошковых смесей на сталь в поверхностных слоях происходили структурные преобразования, которые были изучены с применением методов световой, растровой электронной и просвечивающей электронной микроскопии. Фазовый состав покрытий определяли с использованием методов рентге-ноструктурного анализа.
Подготовка образцов для проведения структурных исследований осуществлялась по стандартной методике. Заготовки, вырезанные на станке для резки металлов Struers Discotom-65, запрессовывали в полимерную матрицу с помощью пресса Buehler SimpliMet 1000. Полученные таким образом заготовки подвергали шлифованию с использованием шлифовально-полировального оборудования Buehler AutoMet 300 на абразивных бумагах и алмазных эмульсиях с постепенным уменьшением размера частиц абразива. Грубое шлифование выполняли на абразивных кругах зернистостью от 120 до 50 мкм, тонкое шлифование и полирование проводили на сукне с использованием алмазных эмульсий, содержащих абразивные частицы размерами от 9 до 0,5 мкм. Для выявления структуры объекты исследования подвергали химическому травлению 5 %-ным раствором азотной кислоты в этиловом спирте [167]. Анализ структуры проводили на оптических микроскопах Carl Zeiss Axio Observer A1m и Axio Observer Z1m при увеличениях от 25 до 1000 крат. Съемку изображений проводили с использованием камеры Axio Cam MRc5. Объемная доля карбидов в наплавленных слоях была определена на основании анализа снимков структур в программном продукте Axio Vision Multiphase (Carl Zeiss).
Методы растровой электронной микроскопии были использованы для определения тонкой структуры покрытий, а также для оценки характера разрушения образцов при статическом и динамическом нагружении. Исследования проводили на растровом электронном микроскопе типа Carl Zeiss EVO50 XVP в режимах вторичных и обратно рассеянных электронов [168]. Диапазон увеличений прибора варьировался от 50 до 30000 крат.
Тонкую структуру покрытий, сформированных вневакуумной электроннолучевой наплавкой карбидообразующих порошков, исследовали на просвечивающем электронном микроскопе Tecnai G2 20 TWIN при ускоряющем напряжении 200 кВ. Исследования проводили на фольгах, подготовленных по следующей методике. Покрытия вырезали на электроискровом станке Sodick AD 325 L и на следующем этапе утоняли до 100 мкм на абразивной бумаге с постепенным уменьшением размера абразива до 10 мкм. Из тонких пластин вырезали круги диаметром 2 мм, после чего на их поверхности вышлифовывали сферические углубления на установке Gatan Dimple Grinder Model 656. При шлифовании использовали алмазные пасты с размерами абразивных частиц от 5 до 1 мкм, при полировании – суспензию оксида алюминия, размер частиц которой составлял 0,05 мкм.
Финишное утонение фольг осуществляли на установке ионного полирования Gatan 691 (PIPS). Поверхность лунки обрабатывали ускоренными высоким напряжением (до 5 кВ) ионами аргона. Таким образом, в фольгах получали отверстия размером 0,2…0,4 мм. Края полученного отверстия имели толщину, прозрачную для просвечивающего электронного микроскопа.
Фазовый состав наплавленных покрытий определяли методом анализа рент генограмм, полученных на рентгеновском --дифрактометре ARL X TRA. Дифракционные картины снимали в пошаговом режиме с использова нием Cu K излучения. Время накопления сигнала составляло 3…5 с на одну точ ку с шагом 2 = 0,05. Образцы для рентгенофазовых исследований готовились по стандартной технологии, заключающейся в резке заготовок, шлифовании и полировании поверхности. Размеры анализируемых поверхностей образцов составляли 30х25 мм. Присутствующие в исследуемых материалах фазы идентифицировали с использованием базы данных ICDD PDF-4 2011 года.
Особенности поверхностных слоев наплавленных покрытий после проведения триботехнических испытаний оценивали с использованием комплекса для изучения топографии Zygo NewView 7300. Данная модель прибора относится к оптическому типу и позволяет проводить измерения перепадов по высоте профиля в пределах от 0,1 нм до 20000 мкм. Величина разрешения в поперечном направлении составляет 0,36 мкм. На приборе были получены трехмерные изображения фрагментов поверхности лунок износа и определены усредненные параметры шероховатости при измерении пяти различных участков лунок. 2.6 Исследование механических свойств
Материалы с износостойкими покрытиями помимо триботехнических свойств должны также обладать высокими показателями прочности, пластичности, трещиностойкости, ударной вязкости. В связи с этим в диссертационной работе использовали различные методы механических испытаний.
Метод измерения микротвердости позволяет получить обоснованные представления о свойствах материалов в локальных микрообъемах образцов. В диссертационной работе измерения проводили на полуавтоматическом микротвердомере типа Wolpert Group 402MVD в соответствии с ГОСТ 9450-76 [169]. Инденто-ром служила четырехгранная алмазная пирамида, нагрузка на которую составляла 0,5 Н. В ходе исследований поперечных шлифов наносили по 5 дорожек уколов в направлении от поверхности покрытия вглубь основного металла. Расстояние между уколами составляло 200 мкм.
Структурный анализ наплавленных слоев, выполненный методами световой и растровой электронной микроскопии
Значительное количество деталей машин и элементов конструкций работают в условиях воздействия циклических контактных нагрузок. В области контакта в поверхностных слоях взаимодействующих деталей могут возникать циклические локальные напряжения, превышающие предел текучести материала. В результате материал детали пластически деформируется, на ней появляется отпечаток, который растет при последующих циклах нагружения. Процессы деформационного упрочнения в пятне контакта замедляют скорость роста отпечатка. После определенного количества циклов нагружения его размер стабилизируется и релаксация напряжений происходит с образованием в приповерхностных слоях металла усталостных микротрещин. В условиях действия циклически повторяющихся нагрузок накопление повреждений приводит к осповидному выкрашиванию материала (образованию питтингов). Диаметр пятна контакта резко возрастает, что отражается на диаграмме контактно-усталостных испытаний. Способность материала противостоять контактно-усталостному нагружению в значительной степени определяет ресурс работы деталей, поэтому разработка новых технологических процессов обработки материалов, повышающих сопротивление поверхностному выкрашиванию является актуальной научной задачей [172].
При выполнении настоящего исследования была поставлена задача экспериментально определить показатели сопротивления разрушению наплавленных слоев при воздействии на них локальной контактной нагрузки. Испытания по определению контактно-усталостной выносливости проводили на образцах из стали 40Х с покрытиями, сформированными электронно-лучевой наплавкой порошковых композиций «Ti – Mo – C» и «V – C». В качестве эталона для сравнения использовали образцы из закаленной и низкоотпущенной стали 40Х без покрытия.
Усталостные испытания проводили на установке по схеме пульсирующего контакта с частотой 1500 циклов в минуту. В качестве индентора использовали закаленный стальной шарик диаметром 5 мм. Нагрузка на индентор составляла 600 Н. За критерий разрушения был принят момент начала образования питтингов по контуру пятна контакта. Для определения момента разрушения на оптическом микроскопе проводили периодические замеры пятна контакта и строили график его роста в процессе испытания. В результате были получены зависимости изменения диаметра отпечатка от числа циклов нагружения. Результаты исследований контактно-усталостного свойств материалов приведены на рисунке 4.28. На рисунке 4.29 представлен внешний вид границ пятен контакта на исследуемых материалах до появления питтингов (а, в, д) и после начала их интенсивного образования (б, г, е).
Наибольшим сопротивлением к контактно-усталостному разрушению обладают образцы из стали 40Х с покрытием, полученным вневакуумной наплавкой смеси порошков ванадия и графита. Интенсивное питтингообразование на границе пятна контакта зафиксировано после приложения более 20 млн. циклов нагру-жения (рисунок 4.29 г). Образование питтингов на контактирующей поверхности покрытия, сформированного наплавкой порошковой смеси, содержащей титан, молибден и графит, началось после 18 млн. циклов нагружения (рисунки 4. 29 б, 4.28 кривая 2). Выносливость покрытий, полученных вневакуумной электроннолучевой наплавкой борсодержащих порошков на сталь, значительно ниже – 8106 циклов нагружения [46]. Минимальными показателями контактной выносливости – 4 млн. циклов нагружения обладает закаленная сталь 40Х без наплавленного слоя (рисунок 4.28, кривая 1). Следует отметить, что при проведении испытаний образцов из закаленной стали 40Х интенсивный рост пятна контакта наблюдается на протяжении всего периода испытаний (рисунок 4.29 е). В момент начала пит-тингообразования диаметр пятна достигает 1,8 мм. При этом на поверхности наплавленных слоев диаметр пятна контакта не превышает 1,6 мм. Это можно объяснить низким уровнем микротвердости стали 40Х (4 ГПа) относительно наплавленного материала (9…12 ГПа).
Таким образом, вневакуумная электронно-лучевая наплавка карбидообра-зующих порошковых материалов на поверхность деталей из среднеуглеродистой стали является эффективным способом повышения их сопротивления контактно-усталостному разрушению.
Наиболее высокие триботехнические свойства материалов характерны для поверхностных слоев, полученных при вневакуумной электронно-лучевой наплавке порошковых смесей «титан – молибден – графит» и «ванадий – графит». Анализ результатов дюрометрических исследований свидетельствует о суще ственном повышении уровня микротвердости покрытий с увеличением объемной доли высокопрочных карбидных частиц. Влияние содержания карбидных частиц в наплавленном слое на ударную вязкость материалов не значительно. 2. Введение молибдена в титано-графитовую смесь сопровождается форми рованием сложной гетерофазной структуры, содержащей мартенсит, остаточный аустенит и преимущественно равноосные карбидные частицы. Мартенсит и кар бидные частицы в этом сплаве определяют высокий уровень износостойкости ма териала. Аустенито-мартенситное превращение, происходящее под действием ме ханических напряжений в процессе трения, представляет собой дополнительный механизм повышения износостойкости материала. Благоприятная роль аустенита выражается в обеспечении вязкости поверхностно легированного слоя материала. Прочно удерживая карбидные частицы, аустенитная матрица препятствует их вы крашиванию в процессах триботехнического воздействия. В условиях трения скольжения стойкость покрытия, сформированного при наплавке порошковой смеси «Ti – Mo – C», по сравнению с закаленной сталью 40Х возрастает в 5,7 раза, при воздействии закрепленных и нежестко закрепленных абразивных частиц – в 2 и 4,8 раза, соответственно.
Наиболее важными структурными параметрами, определяющими износостойкость материалов, механизм упрочнения которых предусматривает формирование высокопрочных фаз, являются объемная доля упрочняющих частиц, их форма и характер распределения по объему матричного материала. Факторами, оказывающими негативное влияние на износостойкость исследуемых материалов, являются снижение в поверхностно легированном слое доли карбидных частиц и формирование скоплений карбидов, слабо связанных с окружающим их материалом.
Износостойкость упрочненных слоев при трении о нежестко закрепленные абразивные частицы
Толщина покрытий, полученных при наплавке порошков, содержащих титан и графит, составляет 2 мм. Наличие зон перемешивания (рисунок 3.3 а, обозначены буквой П) свидетельствует о хорошем качестве соединения наплавленного слоя с основным металлом. На нетравленых шлифах поверхностных слоев в небольшом количестве наблюдаются темные области округлой формы (обозначены буквой Г на рисунке 3.3 а), которые могут быть приняты за дефекты строения литого материала. Однако анализ образцов с использованием энергодисперсионного анализатора INCA X-ACT, показал, что эти зоны представляют собой нерас-творившиеся в ванне расплава частицы графита. Формирование карбидных ка-мок по окружности некоторых областей также свидетельствуют о наличии в них углерода (рисунок 3.3 в). Отсутствие на дифрактограммах рефлексов, соответствующих графиту, обусловлено его малой объемной долей (рисунок 3.4 а).
Методами световой и электронной микроскопии в покрытиях данного типа были обнаружены следующие структурные составляющие: карбид титана, мартенсит, остаточный аустенит, пластинчатый перлит, ледебурит, пластины цементита видманштеттова типа и включения графита (рисунки 3.3, 3.5). Рентгенофазо-вый анализ покрытия выявил наличие альфа-железа, гамма-железа, карбида титана (рисунок 3.4 а). Особенностью, характерной для электронно-лучевой наплавки, является рост кристаллов в направлении теплоотвода. Этим обстоятельством объясняется несоответствие значений относительной интенсивности рефлексов 111 и 200 -железа, а также 110, 200 и 211 -железа данным базы ICDD [175].
При металлографических исследованиях образцов данного типа карбиды титана обнаруживаются даже на поверхности химически нетравленых шлифов (рисунок 3.3 в). Карбидные частицы распределены по всему объему покрытия (рисунок 3.3 б). Их объемная доля в покрытии составляет около 30 %. Карбиды титана преимущественно выделяются в виде скоплений. Многие из карбидов имеют форму компактных включений размером 1...5 мкм, не связанных друг с другом. В то же время в скоплениях наблюдаются более крупные карбиды сложной формы. Их размер превышает 10...15 мкм. Некоторые из крупных карбидов имеют форму дендритов с осями первого и второго порядков (рисунок 3.5 в). Явно выраженной ориентации дендритов по отношению к поверхности наплавленного слоя не обнаружено. Методом растровой электронной микроскопии были зафиксированы карбиды титана кубической формы, отмеченные на рисунке 3.5 а символами «TiCкуб».
На фоне темных кристаллов TiC цементит ледебурита выглядит более светлым. Колонии ледебурита легко различить по характерному пятнистому узору (на рисунках 3.5 а, б указаны символом Л). В покрытиях данного типа объемная доля ледебурита составляет 6 %. Цементит видманштеттова типа имеет форму массивных пластин, параллельных друг другу. На рисунке 3.5 б эти пластины указаны стрелками и буквой ВЦ. В покрытии, полученном при наплавке смеси порошков титана и графита, зафиксированы также колонии пластинчатого перлита (рисунок 3.5 а, указаны символом П). Следует отметить, что из всех структурных составляющих покрытия (не считая графит) перлит обладает наименьшей износостойкостью.
Наряду с карбидами титана и цементитом различного типа в структуре покрытия, полученного наплавкой порошков титана с графитом, содержится остаточный аустенит и мартенсит. На снимках кристаллы мартенсита выглядят в виде темных игл, расположенных на светлом фоне окружающего их аустенита (рисунок 3.5 а, в, указано символом M). Вблизи границы раздела между наплавленным слоем и стальной заготовкой перлит отсутствует. Это позволяет отчетливо наблюдать мартенситные кристаллы, окруженные аустенитной матрицей (рисунок 3.5 в).
Введение в порошковые смеси наряду с титаном и углеродом молибдена приводит к существенным изменениям в структуре наплавленных слоев. В отличие от рассмотренного выше случая, в покрытиях с молибденом (4,4 % Мо в насыпке) и (8,9 % Мо) отсутствуют ледебурит, цементит видманштеттова типа и пластинчатый перлит. Основными структурными составляющими в покрытиях, легированных молибденом, являются карбиды на основе TiC, мартенсит и остаточный аустенит (рисунок 3.6). В покрытии данного состава, также как и в покрытии, сформированном наплавкой титана и графита на сталь, с использованием методов рентгенофазового анализа зафиксированы три фазы: -железо, -железо и карбид TiC (рисунок 3.4 б).
Карбидные частицы, как и в покрытии с титаном без добавки молибдена, выделяются группами. Причина образования скоплений карбидов обусловлена, вероятно, высокой скоростью нагрева гетерогенной порошковой смеси и малым временем пребывания материала в расплавленном состоянии. Расплав, сформированный в таких неравновесных условиях, характеризуется химической неоднородностью локальных микрообъемов. На стадии охлаждения в микрообъемах, обогащенных титаном и углеродом, формируются скопления карбидов. На снимках такие конгломераты выглядят в виде темных пятен на светлом фоне (рисунок 3.6 б, в). Вблизи границы раздела «покрытие – основной металл» размеры скоплений карбидов достигают 500 мкм (рисунок 3.6 а). В покрытии, полученном наплавкой порошковой смеси, содержащей 4,4 % молибдена, объемная доля карбидов составляет 30 %. При увеличении содержания Mo в насыпке до 8,9 %, объемная доля карбидов в наплавленном слое возрастает до 33 %.
Большинство карбидных частиц не имеет какой-либо характерной формы. В то же время встречаются частицы, поперечное сечение которых близко к квадрату (указаны стрелками на рисунке 3.6 г, д). В данном исследовании, в отличие от работ [114, 115], образование частиц карбида титана кубической формы является редким событием.
Химическое травление поверхности шлифов позволяет выявить кристаллы мартенсита на фоне окружающего их остаточного аустенита (рисунок 3.6 б–е). Характерное слоистое строение мартенсита можно наблюдать, используя метод растровой электронной микроскопии (рисунок 3.6 е).
EDX-карты распределения химических элементов в покрытиях, полученных наплавкой титана, графита и 4,4 % молибдена, представлены на рисунке 3.7. Анализ приведенных снимков свидетельствует о том, что титан, входивший в состав исходного порошка, концентрируется в пределах карбидных частиц (рисунок 3.7 в). Железо находится в матрице, окружающей карбиды (рисунок 3.7 б), основная доля углерода содержится в карбидных частицах (рисунок 3.7 г). В то же время результаты проведенного анализа свидетельствуют о том, что углерод наблюдается и в межкарбидном пространстве. Для молибдена характерно наиболее равномерное распределение в объеме наплавленного слоя (рисунок 3.7 д). Присутствие молибдена является причиной повышения устойчивости аустенита и формирования в наплавленном слое в процессе охлаждения структуры высокопрочного мартенсита. Аналогичный характер распределения элементов зафиксирован при исследовании покрытия с более высоким содержанием молибдена.