Структура и свойства покрытий на основе азотсодержащей хромомарганцевой стали с карбонитридным упрочнением, полученных методом электронно-лучевой наплавки Дампилон Баир Вячеславович

Содержание к диссертации

Введение

1. Анализ композиционных покрытий технологий упрочнения металлов 13

1.1. Износостойкие покрытия на основе тугоплавких оединений со стальной связкой 13

1.2. Азотсодержащая сталь свойства, методы получения и применение 18

1.2.1. Способы производства азотсодержащих сталей 19

1.2.2. Свойства азотсодержащих сталей 22

1.2.3. Применение азотсодержащих сталей 31

1.3. Карбонитрид титана TiCN. свойства, методы получения и применение 35

1.3.1. Свойства карбонитридов титана 35

1.3.2. Способы получения карбонитридов титана 43

1.3.3. Применение карбонитридов титана 46

1.4. Методы нанесения покрытий 48

2. Постановка задачи. оборудование, материалы методики исследования 61

2.1. Постановка задачи 61

2.2. Технологическое оборудование для нанесения покрытий 64

2.3. Материалы эксперимента 66

2.4. Методики эксперимента 67

2.4.1. Металлографический анализ 67

2.4.2. Рентгенофазовый анализ 67

2.4.3. Микрорентгеноспектральный анализ 68

2.4.4. Определение механических характеристик бразцов «подложка-покрытие» 68

2.4.4.1 Определение микротвердости и твердости 68

2.4.4.2. Определение механических свойств бразцов при растяжении 69

2.4.4.3. Испытания покрытий на стойкость абразивному изнашиванию 70

2.4.4.4. Испытания покрытий при трении

в контактных парах 70

3. Закономерности формирования структуры свойств дисперсионно-упрочненных омпозиционных покрытий в процессе лектронно-лучевой наплавки 71

3.1 Влияние плотности мощности луча на химический остав покрытий матричного состава Х20АГ20 72

3.1.1. Влияние режимов электронно-лучевой наплавки а структуру наплавленного слоя состава Х20АГ20 79

3.2. Влияние металлургических факторов на химический остав покрытий Х20АГ20 при ЭЛН 84

3.2Л. Влияние алюминия как поверхностно-активного элемента химический состав покрытия Х20АГ20 при ЭЛН 84

3.2.2. Влияние гранулометрического состава композиционного орошка Х20АГ20 на химический состав покрытия 91

3.3. Влияние содержания карбонитридов титана TiCN связке Х20АГ20 на структуру и свойства покрытий 93

3.4. Влияние режимов термической обработки на руктуру и свойства покрытий 99

4. Свойства азотсодержащих покрытий с карбонитридным упрочнением 112

4.1. Зависимость твердости композиционных покрытий от содержания упрочняющей фазы 113

4.2. Поведение образцов «подложка - покрытие» при растяжении 114

4.3. Абразивная износостойкость покрытий 118

4.4. Триботехнические свойства покрытий в паре трения 126

4.5. Результаты натурных испытаний экскаваторных зубьев с ЭЛН-покрытиями 134

Заключение 140

Литература 14

• Азотсодержащая сталь свойства, методы получения и применение
• Технологическое оборудование для нанесения покрытий
• Влияние алюминия как поверхностно-активного элемента химический состав покрытия Х20АГ20 при ЭЛН
• Поведение образцов «подложка - покрытие» при растяжении

Введение к работе

Современные тенденции в материаловедении конструкционных материалов, имеющих высокие механические, триботехнические и коррозионные свойства, связаны с созданием упрочняющих и защитных покрытий на основе новых композиционных материалов, способных многократно повышать эксплуатационные характеристики и ресурс работы изделий и конструкций. В последнее время особое внимание исследователей привлекают дисперсно-упрочненные композиции, включающие в себя материал связки, обладающий демпфирующими свойствами, и армирующие твердые частицы [1, 5, 11, 28, 59, 61, 108].

В связи с этим разработка новых упрочняющих и защитных покрытий с высоким уровнем механических и триботехнических свойств на деталях, эксплуатируемых в условиях интенсивного износа, к числу которых относятся рабочие части землеройной техники, быстро изнашивающиеся детали на железнодорожном транспорте, выхлопные клапаны дизельных двигателей, прокатное оборудование в металлургии и многие другие детали, является на сегодняшний день актуальной задачей.

Выбор состава композиционного материала для электроннолучевой наплавки в настоящей работе был обусловлен развиваемым в ИФПМ СО РАН тезисом физической мезомеханики материалов: высокая прочность и износостойкость конструкционного материала достигается в дисперсно-упрочненном композиционном материале с демпфирующей матрицей. В качестве такой матрицы была выбрана азотсодержащая хромомарганцевая аустенитная сталь Х20АГ20, которая обладает уникальными свойствами: высокой упрочняемостью при холодной пластической деформации, высокой ударной вязкостью, коррозионной стойкостью и износостойкостью. Это позволяет использовать данную

сталь там, где изделия подвергаются воздействию сразу трех факторов: абразивному истиранию при ударе, коррозии и усталости.

Использование в качестве твердой упрочняющей фазы карбонит-ридов титана обусловлено их высокой твердостью и вязкостью разрушения по сравнению с карбидами и нитридами [6-10]. Есть все основания ожидать высокой смачиваемости карбонитридов титана азотсодержащей сталью и более выраженной градиентности переходных слоев «TiCN - сталь Х20АГ20».

Объединение высокоазотистой стали и упрочняющей фазы TiCN в порошковую композицию с целью суммирования их полезных качеств, очевидно, позволит получить дисперсно-упрочненные покрытия с высоким комплексом физико-механических свойств. Особое внимание при этом уделяется разработке технологий нанесения покрытий ответственного назначения: они должны обеспечивать высокую адгезию покрытия к подложке, высокую однородность распределения упрочняющих частиц, низкую пористость покрытия, исключить возможность разупрочнения детали, на которую наносится покрытие.

В настоящей работе была использована технология электроннолучевой наплавки в вакууме (ЭЛН) [11]. Преимущество данной технологии заключается в том, что в ней впервые удалось реализовать стационарный (непрерывный) управляемый процесс обработки поверхности детали электронным пучком, который в зависимости от энергетических и геометрических характеристик пучка и состава порошковой смеси может приводить как к чисто металлургическому переплаву поверхности, так и к характерному для порошковой металлургии процессу жидкофазного спекания, или к комбинации этих процессов. Большая скорость кристаллизации ванны расплава способствует формированию однородной мелкодисперсной структуры наплавленного слоя, а наплав ка в вакууме позволяет рафинировать материал подложки и наплавляемый порошок от газовых примесей. Данный метод позволяет также получать объемно-упрочненные покрытия на основе тугоплавких соединений с металлической матрицей [1]. Всё это делает ЭЛН-технологию универсальной, позволяющей получать порошковые покрытия с различными функциональными характеристиками и зачительной толщины (до 10 мм) непосредственно на деталях сложной геометрии.

Анализ имеющихся литературных источников показал, что данные по нанесению износостойких дисперсноупрочненных покрытий системы Fe-Cr-Mn-N с карбонитридами титана различными методами, в том числе и методом электронно-лучевой наплавки, отсутствуют.

Целью диссертационной работы является разработка и исследование процессов формирования структуры и свойств износостойких дисперсноупрочненных композиционных покрытий на основе азотсодержащей хромомарганцевой стали с карбонитридами титана, нанесенных методом электронно-лучевой наплавки в вакууме.

На основании проведенных исследований на защиту выносятся следующие положения:

1. Составы композиционных дисперсноупрочненных покрытий «азотсодержащая хромомарганцевая сталь - карбонитрид титана», обладающих высокими характеристиками прочности и износостойкости.

2. Совокупность экспериментальных данных о зависимости характеристик покрытий (химический состав, структура, механические свойства) от технологических режимов электронно-лучевой наплавки и от содержания упрочняющей фазы TiCN.

3. Обоснование режимов термической обработки для повышения механических и триботехнических свойств композиционных покрытий.

Научная новизна. В работе впервые:

• разработаны составы высокопрочных и износостойких композиционных покрытий на основе азотсодержащей хромомарганцевой стали Х20АГ20 с различным содержанием карбонитридов титана TiCN;

• установлено влияние режимов электронно-лучевой наплавки на химический состав и структуру покрытий Х20АГ20;

• исследовано влияние металлургических факторов (дополнительное легирование поверхностно-активным алюминием, использование наплавочного материала разного гранулометрического состава) на химический состав покрытий Х20АГ20;

• установлена взаимосвязь структуры и свойств композиционных покрытий X20Ar20iCN в зависимости от содержания упрочняющей фазы и дополнительной термической обработки.

Практическую значимость работы составляют:

• установленные закономерности влияния состава и структуры наплавленных композиционных покрытий на их триботехнические свойства;

• установленные рабочие диапазоны скоростей скольжения и удельных нагрузок, в которых разработанные покрытия сохраняют высокие триботехнические характеристики. Полученные результаты могут быть рекомендованы для промышленного использования;

• разработанная технология электронно-лучевой наплавки композиционных покрытий «азотсодержащая сталь - карбонитрид титана» для упрочнения зубьев ковшей экскаваторов.

Апробация работы

Результаты диссертационной работы докладывались на следующих конференциях и школах-семинарах:

1. Ill Всероссийская конференция молодых ученых «Физическая ме зомеханика материалов». Томск, 12-14 декабря 2000.

2. II школа семинар молодых ученых. "Современные проблемы физики и технологии". Томск, февраль 2001.

3. VII Международная научно-практическая конференция студентов, аспирантов и молодых ученых. Томск, 26 февраля - 2 марта, 2001.

4. VI International Conference "Computer - Aided Design of Advanced Materials and Technologies" (CADAMT 2001), March 29-31, 2001, Tomsk.

5. Международная научно-техническая конференция, посвященная памяти генерального конструктора аэрокосмической техники академика Н.Д. Кузнецова. Самара, 21-22 июня 2001 г.

6. VI Всероссийская конференция «Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов». Екатеринбург, 10-14 сентября 2001.

7. Международная научно-техническая конференция «Надежность машин и технических систем». Минск, 16-17 октября 2001 года.

8. IV Всероссийская конференция молодых ученых «Физическая ме-зомеханика материалов». Томск, 26-30 ноября 2001.

9. Региональная научная конференция студентов, аспирантов и молодых ученых «Наука. Техника. Инновации». Новосибирск, 11-13 декабря 2001.

10. I Международная научно-техническая конференция «Генезис, теория и технология литых материалов». Владимир, 20-24 мая 2002.

По результатам работы опубликовано 3 статьи в журналах центральной печати, 3 статьи в сборниках и тезисы 6 докладов конференций.

Достоверность полученных в работе выводов подтверждается

результатами экспериментальных исследований и опытно- промышленными испытаниями деталей с покрытиями.

Содержание диссертационной работы

Объем диссертации: диссертация изложена на 155 страницах машинописного текста, состоит из введения, 4 глав и общих выводов, содержит 26 таблиц, 44 иллюстрации и список литературы из 144 наименований.

Во введении обоснована актуальность выбранной темы, указывается цель исследования, показана научная новизна и практическая ценность работы.

Первая глава диссертации является обзорной. В ней рассмотрены принципы конструирования композиционных покрытий на основе металлической связки с упрочняющими частицами, обоснованы критерии выбора материалов для создания износостойких композиционных покрытий:

материал твердой фазы должен обладать высокой твердостью, достаточной вязкостью разрушения и износостойкостью; материал металлической связки должен хорошо смачивать твердые частицы в процессе электронно-лучевой наплавки, обладать повышенной прочностью и пластичностью, низким коэффициентом трения, коррозионной стойкостью, способностью к деформационному упрочнению.

Одним из перспективных материалов в качестве армирующей твердой фазы является карбонитрид титана эквимолярного состава (T1C0.5N0.5), который является термодинамически устойчивым соединением, обладает повышенной вязкостью разрушения по сравнению с бинарными соединениями ТІС и TiN. Требованиям к материалу связки

удовлетворяет азотсодержащая хромомарганцевая сталь, обладающая повышенной прочностью, твёрдостью, износостойкостью, коррозионной стойкостью и способностью к деформационному упрочнению.

Рассмотрены способы производства, свойства и применение азотсодержащих хромомарганцевых сталей аустенитного класса и карбонитридов титана TiCxNy. Представлен анализ существующих методов нанесения покрытий и технологий упрочнения металлов и сплавов.

Во второй главе сформулирована постановка задачи, обоснован выбор композиционного порошкового материала для электроннолучевой наплавки. Описаны методы изучения микроструктуры и фазового состава наплавленных покрытий, методы испытания покрытий на сопротивление абразивному износу и при трении в контактных парах в условиях граничной смазки.

В третьей главе изложены результаты исследования влияния плотности мощности луча и металлургических факторов на химический состав и структуру покрытия Х20АГ20 при электронно-лучевой наплавке в вакууме. Изучено влияние содержания карбонитридов титана в связке Х20АГ20 и дополнительной термической обработки на структуру и свойства покрытий.

В четвертой главе представлены результаты исследования эксплуатационных механических и триботехнических свойств композиционных покрытий в зависимости от содержания упрочняющей фазы и режимов термической обработки. Приведены результаты натурных испытаний зубьев ковшей экскаваторов фирмы «КАМАЦУ» с износостойкими покрытиями X20Ar20+40%TiCN, нанесенных методом электронно-лучевой наплавки.

В заключении приводятся основные выводы по результатам диссертации.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах [69,

129, 130, 143, 144].

Азотсодержащая сталь свойства, методы получения и применение

Положительное влияние азота на прочность обычных аустенит-ных нержавеющих сталей было исследовано еще в начале 20 века [17], где было показано сильное влияние азота на стабилизацию аустенита и механические свойства. В 40-50 годах были получены данные о положительном влиянии азота на механические, коррозионные свойства и усталость сталей [18].

В настоящее время азотсодержащие стали аустенитного класса занимают важное место в производстве нержавеющих сталей. Разработке новых сталей аустенитного класса, легированных азотом, посвящено много работ [17-25, 27, 43, 44, 51-54, 59-64, 69]. Производство азотсодержащих нержавеющих сталей аустенитного класса, с одной стороны, решило проблему замещения дорогостоящего никеля на азот и, с другой стороны, получить материалы с сочетанием свойств, которые невозможно было получить в других сталях, например, повышенная прочность, сверхпластичность, твёрдость и коррозионная стойкость [18]. Известно, что азот является сильным стабилизатором аустенита, что позволяет уменьшить риск появления хрупкой а-фазы в стали при ее производстве или термической обработке, а также снижает точку образования мартенсита при холодных деформациях [19].

Первые промышленные сплавы с добавлением азота были получены после 50-х. Легирование азотом стало более чем обыкновенным, когда процесс аргоно-кислородного обезуглероживания сделал возможным введение азота как газа вместо введения разных легирующих систем, и теперь он обычно используется не только для получения аусте-нитных сортов, но также для получения железистоаустенитных сортов стали, выплавленных дуплексным методом. Фактически ни один тип современных дуплексных или супердуплексных сталей, производимых сегодня, не содержит менее 0,1% азота [19, 20].

Чистое железо имеет низкую степень растворимости для азота: при температуре 1600 С при атмосферном давлении растворяется только 0,04% азота. Влияние элементов на растворимость азота в железистых сплавах происходит в основном под влиянием взаимодействия электронов внешней оболочки, сравнимой с конфигурацией электронов железа. Элементы, подобные Сг, Мп, Мо и V, с дефицитом d-электронов, усиливают растворимость азота, тогда как Ni, Со, Si и С, которые имеют электроны в избытке, по сравнению с железом, уменьшают растворимость [17, 21]. Но основной проблемой в термодинамике сплавов является тот факт, что любой элемент, усиливающий растворимость азота, также сильно увеличивает тенденцию к образованию нитридов.

С точки зрения технологии производства азотистые стали можно разделить на две группы: стали с концентрацией азота, не превышающей уровня его растворимости в расплаве при атмосферном давлении, и стали со сверхравновесным содержанием азота. Существует множество технологических вариантов получения азотсодержащих сталей, которые отличаются друг от друга агрегатным состоянием вводимого в металл азота. Для сталей первой группы, т.е. сталей со стандартным содержанием азота, используют различные азотсодержащие добавки. Так в Швеции на фирме «Smedje Backens Valsverk АВ» для легирования стали азотом широко используется циамид кальция (CaCN2)5 который вводят в расплав как вдуванием, так и присадкой в металл в процессе выпуска из печи [22]. В качестве газа - носителя здесь применяют азот. Усвоение азота из циамида кальция при вдувании в среднем составляет 75%.

Легирование азотом может осуществляться в азотсодержащей атмосфере с некоторым избыточным давлением над расплавом [23, 24]. Подача газа в этом случае может происходит через пористое дно и пористые пробки в печи или в ковше [23]. Данный метод характеризуется большой продолжительностью процесса и не позволяет достичь высокого содержания азота в металле и равномерного его распределения по объему слитка.

Наиболее распространен способ легирования стали присадками азотсодержащих ферросплавов, в основном такими, как ферромарганец и феррохром. У данного метода есть свои трудности в достижении заданного содержания азота в стали, определяемые его невысоким содержанием в лигатурах и низким качеством последних.

Для сталей второй группы, к которым относятся стали с повышенным, т.е. с надравновесным содержанием азота, можно выделить такие методы производства, как порошковая металлургия, плазменная металлургия и выплавка сталей в печах с разливкой в автоклавах под давлением.

Первый способ получения высокоазотистых сталей заключается в насыщении азотом спеченного порошка стали. Так, авторы работы [25] получили по данной технологии пористое изделие из стали типа 18%Сг - 10%Мп с содержанием азота до 2,9%вес. Процесс легирования осуще при давлении ОД МПа и температуре 950С, после чего сталь подвергали горячему прессованию.

Использование метода плазменной металлургии позволяет получать стали с содержанием азота, в несколько раз превышающим его стандартное содержание. Данный метод основан на взаимодействии активированных молекул азота плазмы и металлической ванны. Интенсификация процессов плавки происходит за счет высокой энергии в плазменных струях и активации в газовой фазе молекул азота. Константы равновесия реакции растворения азота из плазмы в жидком металле со-ставляют для железа 0,79-1,62%, 0,1 МПа . При помощи плазменно-дугового переплава (ПДП) возможно получение азота в стали в 2-4 раза больше, чем при легировании азотсодержащими ферросплавами. Вследствие высокой стоимости и сложности применяемого оборудования, ПДП может быть перспективным при производстве небольших объемов сталей специального назначения [26].

Для достижения сверхравновесного содержания азота в стали широкое распространение в промышленном производстве получило введение в расплав азота из газовой фазы. Среди методов газового легирования выгодно отличается метод обработки металлов газовым противодавлением (МОМГП), разработанный в Болгарии, сводящийся к газообмену между металлическим расплавом и газовой фазой за счет выделения молекулярного азота в структуру выплавляемого материала. При этом, по мнению авторов [27], под расплавом должно действовать давление, представленное соотношением:

Технологическое оборудование для нанесения покрытий

Процесс нанесения покрытий осуществляли на установке электронно-лучевой наплавки в вакууме. На рисунке 2.1 показана функциональная схема установки электронно-лучевой наплавки. Для получения электронного луча используется источник с плазменным эмиттером -(1). В состав энергокомплекса источника входят блок питания разряда -(8), высоковольтный блок -(9). Блок управления фокусировкой и разверткой луча формирует сфокусированный луч в виде одной или нескольких линий поперек движения наплавляемого изделия - (10). Подача наплавочного материала в ванну расплава, создаваемую электронным лучом осуществляется порошковым питателем - (5). Вращение и (или) передвижение наплавляемой детали - (4)? осуществляется управляемым манипулятором - (6). Процесс наплавки производится в вакуумной камере - (2) при давлении Р=10"2-НО"3 мм.рт.ст.

Конструкция установки позволяет наплавлять на плоские, цилиндрические и более сложной конфигурации детали. Рис. 2.1 — Функциональная схема установки электронно-лучевой наплавки. 1 - электронный источник с плазменным эмиттером; 2 - вакуумная камера; 3 - катушки фокусировки и развертки луча; 4 - наплавляемая деталь; 5 - порошковый питатель; 6 - манипулятор; 7 - вакуумная станция; 8 - блок питания разрядом; 9 - высоковольтный блок; 10 - блок управления фокусировкой и разверткой луча; В качестве наплавочных материалов в работе использовали композиционные порошки на основе стали Х20АГ20 с различным содержанием карбонитрида титана (до 40% вес). Исходные компоненты, рассчитанные на состав Х20АГ20 (Сг - 20%, Мп - 20%, N - 0.5%, Si -0.59%, Ni - 0.59%, Fe0CT), представлены в таблице 2.1. Карбонитрид титана, рассчитанный на состав TiCo.sNo.s, получен методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) в открытом реакторе в условиях Новокузнецкого металлургического комбината. Для увеличения гранулометрического состава (до 90 - 450 мкм), обусловленного технологическими требованиями электронно-лучевой наплавки (ЭЛН), порошковые композиции подвергали спеканию при температуре спекания Т=1100С в течение 1 часа в вакууме при давлении Р=10" Па с последующим дроблением и рассевом на фракции 90-450 мкм. Наплавку порошковых композиций производили на подложки из малоуглеродистой стали размером 100x20x5 мм. Металлографические исследования наплавленных покрытий проводили с помощью световой (оптической) микроскопии - МИМ-9; растровой электронной микроскопии - РЭМ-200.

При приготовлении шлифов соблюдали некоторые общие требования: избегали деформации поверхности шлифа, которые могли исказить результаты микроисследования, не допускали выкрашивания структурных составляющих [121]. Для получения плоских шлифов, необходимых для измерения микротвердости в поперечных сечениях наплавленных композиций, образцы помещали в оправки и заливали эпоксидной смолой. После отверждения смолы образцы шлифовали и полировали. Для окончательного полирования на тонкое сукно наносили водную суспензию из окиси хрома. Приготовленные таким образом шлифы удовлетворяли требованиям, предъявляемым к объектам для металлографических исследований.

Для выявления микроструктуры применяли химическое травление. В качестве травителя использовали "царскую водку". Для получения количественной информации о микроструктуре использовали методы количественной металлографии [122]. Средний размер аустенитных зерен и распределение их по размерам определяли методом случайных секущих.

Рентгенографические методы применяли для получения информации о кристаллической структуре наплавочного материала и его фазовом составе [123]. Проводили послойный рентгенофазовый анализ образцов, который позволил наряду с другими методами исследований проследить последовательность фазовых превращений. Исследования проводили на порошковых образцах и с поверхности шлифов покрытий. Анализ осуществляли с помощью дифрактометра ДРОН-4. Применяли характеристическое излучение СиКа. Качественный фазовый состав образцов определялся сравнением интенсивностеи линий на ди-фрактограммах и соответствующих им межплоскостных расстояний dhki [124] с аналогичными параметрами известных веществ.

Влияние алюминия как поверхностно-активного элемента химический состав покрытия Х20АГ20 при ЭЛН

В работе [117] было показано, что при электронно-лучевой наплавке под воздействием электронного пучка на обрабатываемой поверхности могут происходить как металлургические процессы, так и процессы, характерные для порошковой металлургии (жидкофазное и твердофазное спекание). Преобладание одного процесса над другим зависит от параметра луча и состава порошковой смеси.

Многочисленные эксперименты по электронно-лучевой наплавке композиционного порошка системы Fe-Cr-Mn-N показали, что благодаря пониженной температуре плавления этой системы и ее высокой жид-котекучести, покрытия формируются только через расплав [129, 130]. Азот, присутствующий в исходной шихте, по данным [131], еще более усиливает жидкотекучесть ванны расплава. Сочетание этих свойств расплава способствуют ускорению испарения из него легирующих элементов с высокой упругостью паров. Сохранение в составе покрытий марганца, максимально приближенного к расчетному содержанию, -важная проблема, решение которой лежит в области управления сложными физико-химическими процессами, происходящими в ванне расплава.

Известно, что большинство металлургических реакций являются гетерофазными, протекающими на границе раздела фаз, и проходят в три стадии: 1. перенос реагентов расплава к поверхности раздела фаз — реакционной поверхности; 2. гетерогенная химическая реакция; 3. удаление (отвод) продуктов реакции от реакционной поверхности.

В подвижных жидких средах перенос массы осуществляется как молекулярной диффузией, так и движущимся потоком, т.е. происходит конвективная диффузия. Согласно общей теории конвективной диффузии, жидкую фазу (ванну расплава) можно разделить на две области: область постоянной концентрации вдали от реакционной поверхности и область быстрого изменения концентрации непосредственно вблизи этой поверхности. Вторая область представляет весьма тонкий слой жидкости, прилегающий к реакционной поверхности, в пределах которого господствует молекулярная диффузия. Этот слой принято называть диффузионной пограничной зоной.

В области вакуумной металлургии имеется много работ, посвященных изучению испарения примесей и легирующих элементов, в том числе марганца, из расплавов на основе железа в условиях вакуума, в которых показано, что большинство реакций происходит в диффузионной зоне [127]. Процесс удаления марганца, например, при плавке в электронно-лучевых печах в вакууме лимитируется диффузией, т.е. его подводом к реакционной поверхности [128].

Для снижения потерь легирующих элементов через их испарение в металлургии принято использовать поверхностно-активные добавки, воздействующие на диффузионные процессы в реакционной зоне рас 86 плава, что позволяет приблизить содержание легирующих элементов к заданным пределам.

Из теории металлургических процессов известно, что при выборе поверхностно активных элементов (элементов раскислителей) следует руководствоваться их свойствами в зависимости от поставленной задачи. Элемент раскислитель должен обладать: 1. высоким химическим сродством к кислороду; 2. склонностью к образованию оксидов, нерастворимых в жидкой стали, легко удаляющихся из нее или приносящих минимальный вред ее свойствам.

При раскислении основная часть растворенного в металле кислорода переводится в нерастворимые оксиды элементов — раскислителей, вводимых непосредственно в сталь (шихту). Плотность большинства образующихся оксидов меньше плотности жидкой стали [132, 133], поэтому они не оседают «как в водных растворах», а всплывают на поверхность ванны расплава.

Выбор алюминия в качестве элемента - раскислителя в настоящей работе был обусловлен тем, что по своим физико-механическим свойствам он является одним из лучших раскислителей, т.к. обладает одновременно высоким сродством к кислороду (е0 = - 0.94) и способствует измельчению зерна аустенита [133].

Количество вводимого алюминия в шихту определяли, исходя из его способности почти полностью окисляться в процессе наплавки (до 95%), предполагая получить в наплавленном покрытии не более 0,5% вес. остаточного алюминия. При раскислении алюминием основная часть растворенного в металле кислорода должна переводиться в нерастворимый окисел AI2O3, образующий пленку на поверхности расплава. Исследование химического состава проводили на пяти образцах, наплавленных композиционным порошком Х20АГ20 (гранулометрический состав 90-450 мкм) с 3%вес. алюминия при постоянных режимах ЭЛН (ток луча 1=50 мА, ускоряющее напряжение U=30 кВ, длина развертки луча 1=10 мм) в 6 проходов. Результаты исследований приведены в таблице 3.3.

Из таблицы следует, что введение 3%вес. алюминия в исходную шихту Х20АГ20 приводит к уменьшению потерь в наплавленном покрытии марганца на 21%, хрома на 2% по сравнению с наплавленным покрытием без алюминия. Очевидно, что при легировании алюминием произошло его взаимодействие с «остаточным» кислородом расплава с образованием окисной пленки А120з, представляющей собой диффузионный барьер, снижающий интенсивность испарения марганца и хрома из ванны расплава.

Для понимания процессов, происходящих в расплавах после легирования алюминием и кристаллизации, был проведен рентгенофазовый анализ. Согласно данным металлографического анализа, после введения в шихту Х20АГ20 3%вес. алюминия структура поверхностного слоя покрытия после электронно-лучевой наплавки состоит из вытянутых зерен аустенита, по границам которых расположены частицы второй фазы. Согласно РФА и МРСА, выделившиеся частицы имеют состав (Cr, Mn)2N. Несмотря на то, что химическим и микрорентгеноспектральным анализами (рис.3.9) определено, что в наплавленном покрытии остаточное содержание алюминия находится в пределах 1% вес, рентгенофазовый анализ не выявил присутствия алюминия ни в чистом виде, ни в виде каких либо соединений. Вероятно, алюминий находится в твердом растворе у-железа, о чем говорит повышенный параметр решетки y-Fe покрытия (3.617+0.01 А), по сравнению с параметром аустенита в покрытии до легирования его алюминием (3.604±0.01 А). Микроструктура покрытия в характеристическом излучении А1., Ка иллюстрирует незначительное присутствие алюминия в покрытии по сравнению с хромом и марганцем (рис.3.11).

Поведение образцов «подложка - покрытие» при растяжении

Известно, что прочность определяется сопротивлением распространению трещин в композитной структуре, которое, в основном, зависит от количества и распределения пластичной матрицы [138]. К поверхностно-упрочненным деталям и механизмам, используемым в производстве, предъявляются повышенные требования по износостойкости, и их работа часто сопровождается действием высоких растягивающих, изгибающих, знакопеременных нагрузок. Это вызывает необходимость определять количественное соотношение твердой упрочняющей фазы и матрицы в композиционных покрытиях, при котором достигается оптимальное сочетание износостойкости и прочностных характеристик.

Проведенные испытания на растяжение образцов с покрытиями, содержащими 0, 20, 30, 40%вес. карбонитридной фазы показали, что с увеличением объемной доли упрочняющей фазы материал покрытия эффективнее сопротивляется пластической деформации, о чем свидетельствует рост сто.2 и 9, определяемого по tg угла наклона кривой растяжения к оси деформации на участке, соответствующем 0.2 - 0.5 % остаточной деформации. Вместе с тем, увеличение содержания карбонит-ридной фазы от 20 до 40%вес. несколько снижает ств от 190 до 183 МПа (вследствие снижения пластичности композита при увеличении в нем концентрации карбонитридной фазы) (рис.4.3).

Изнашивание поверхностей деталей машин и механизмов является закономерным процессом, сопровождающим их работу. Наиболее распространенным и быстропротекающим является абразивный износ, поскольку среды трения неизбежно содержат абразивные частицы. Это определяет актуальность исследования абразивной износостойкости покрытий из композиционных материалов на основе азотсодержащей хромомарганцевой стали с карбонитридным упрочнением и влияния характера структуры на их износостойкость. По данным [142] закономерности разрушения материалов незакрепленным свободно ударяющим абразивным зерном отличаются от закономерностей разрушения при других видах износа. Поставленные опыты по установлению связи между абразивной износостойкостью металлов в потоке движущихся абразивных частиц и модулем их упругости, определяемым непосредственно на изнашиваемых образцах, показали тесную связь между модулем упругости и износостойкостью. Считая модуль упругости характеристикой сил связи кристаллической решетки, следует учитывать, что сопротивление металлов и сплавов абразивному изнашиванию должно зависеть не только от прочности межатомной связи, но и от структурного состояния. При значительном нагревании трущихся поверхностей в процессе износа или при трении термически обработанных поверхностей об абразивные частицы влияние структурного фактора на износостойкость может быть определяющим.

В настоящей работе было проведено исследование абразивной износостойкости покрытий, содержащих до 40% вес. карбонитридов титана, при трении о нежесткозакрепленные абразивные частицы (ГОСТ 23.208-79) после наплавки и дополнительно проведенной термической обработки. В качестве абразивного материала использовали кварцевый песок зернистостью 160 4- 350 мкм. На рис.4.5 представлена схема установки для испытаний образцов с покрытиями на абразивный износ. где Ки - коэффициент относительной износостойкости; АтЭэ Ати - потеря массы эталонного и испытуемого образцов, соответственно; рэ, ри - плотность материала эталона и испытуемого материала.

На рис.4.6 и в табл.4.1 показана относительная износостойкость наплавленных покрытий в зависимости от содержания твердой фазы и вида термической обработки. Из рисунка видно, что с ростом содержания твердой фазы карбонитридов титана (до 40%вес.) увеличивается твердость и абразивная износостойкость покрытия. Максимальную износостойкость имеют покрытия X20Ar20+40%TiCxNy в закаленном состоянии.

К 18 14 10 6 2 Металлографическое исследование показало, что поверхность трения покрытия Х20АГ20, не подверженного термической обработке, представляет собой непрерывные царапины, что является результатом режущего действия абразивных частиц (рис.4.7а). Изношенная поверхность покрытий, после закалки отличается менее выраженным рельефом, т.к. во время закалки происходит растворение избыточных неустойчивых карбидов и нитридов, приводящее к дополнительному легированию твердого раствора и значительному упрочнению материала в процессе износа, что приводит к повышению его абразивной износостойкости. Как видно из рис.4.76, рабочая поверхность таких покрытий характеризуется значительно меньшей глубиной следов абразивного взаимодействия.

Повышение износостойкости покрытий в результате старения, видимо, обусловлено действием выделившихся по границам зерен частиц нитридов хрома Cr2N. В пользу такого предположения говорит топография изношенной поверхности, представленной на рис.4.7в. Из рисунка видно, что следы абразивного взаимодействия выражены гораздо слабее по сравнению с закаленным покрытием. Характер следов абразивного воздействия становится прерывистым. Наблюдаемое понижение твердости состаренного покрытия, вероятно, связано с разупрочнением матрицы, произошедшим в результате обеднения ее легирующими элементами.

Проведенные испытания на абразивную износостойкость наплавленных покрытий показали, что введение упрочняющей фазы значительно влияет на механизм изнашивания покрытий, существенно повышая их стойкость к абразивному воздействию и твердость. Наиболее наглядно представлена поверхность износа после абразивного изнашивания покрытия Х20АГ20+40% TiCxNy после наплавки (рис.4.8а). Из на матрицу. В процессе износа доля поверхности, занятой твердой фазой, увеличивается и формируется стационарный рельеф из выступающих карбонитридных частиц, затрудняющих контакт абразивных частиц с матричным материалом.

Сравнительный анализ абразивной износостойкости композиционных покрытий на основе азотсодержащей стали показал, что при меньшей объемной доле упрочнителя более значительную роль играют характеристики матрицы, которые можно повысить, используя термическую обработку.

Так, в результате закалки износостойкость покрытий с карбонит-ридами титана (40% вес.) существенно возрастает и достигает максимального значения: Ки=16 (рис.4.6). Как видно из рисунка, на изношенной поверхности закаленных покрытий твердая фаза уже не выступает над поверхностью матрицы, поскольку в процессе закалки произошло упрочнение самой матрицы (рис.4.86).

Более грубый рельеф изношенной поверхности покрытий с 20%вес. и 40%вес. TiCxNy после старения обусловлен интенсивным износом разупрочненнои матрицы с последующим выпадением твердых частиц карбонитридов титана и выделившихся нитридов хрома (Сг, Mn)2N (рис.4.8в). Количество твердой фазы в результате старения значительно превалирует над материалом разупрочненнои связки, что приводит к интенсивному износу покрытий. Из рис.4.6 можно видеть, что покрытия состава Х20АГ20 после закалки и старения при 1=700 С имеет такую же износостойкость, что и покрытия с 20% TiCxNy после аналогичной термической обработки, хотя и уступают им по твердости.

Относительно невысокие значения износостойкости покрытия с 20% вес TiCxNy по сравнению с покрытиями, содержащими 40% TiCxNy,