Влияние отпуска на структуру наплавленных покрытий из быстрорежущей стали

Введение

В последние годы в области фундаментального материаловедения традиционно привлекает внимание исследователей изучение влияния структурно-фазового состояния быстрорежущих сплавов на формирование высоких эксплуатационных свойств [1 – 3] и их практическую реализацию [4; 5].

В машиностроении и металлургии для защиты деталей от абразивного износа в качестве наплавочных материалов широко применяются теплостойкие стали высокой твердости (Р18, Р6М5, Р2М9 и др.), которые обладают высокими служебными свойствами [6 – 9]. Используется технология плазменной наплавки в защитно-легирующей среде азота с присадочной порошковой проволокой. Эта технология характеризуется высокой производительностью и возможностью легирования наплавленного металла [6 – 9]. Применительно к износостойким покрытиям азот обеспечивает повышенные ударо- и коррозионную стойкости [6 – 9]. Стойкость металлических изделий определяется микроструктурой, химическим составом, технологией получения, режимами термической и поверхностной обработок. Однако в литературе недостаточно надежных данных о природе формирования повышенных твердости и износостойкости в быстрорежущем металле, сформированном плазменной наплавкой и последующей термообработкой.

Целью настоящей работы является исследование структуры покрытия из быстрорежущей стали, сформированного высокотемпературной плазмой в среде азота и высокотемпературным отпуском.

Материалы и методы исследования

Исследован наплавленный быстрорежущий сплав Р18Ю, дополнительно легированный алюминием и азотом, следующего химического состава, % (по массе): С 0,87; Cr 4,41; W 17,00; Mo 0,10; V 1,50; Ti 0,35; Al 1,15; N 0,06. В качестве подложки выступает сталь марки 30ХГСА следующего химического состава, % (по массе): С 0,3; Cr 0,9; Мn 0,8; Si 0,9.

Как и в работах [8; 9] наплавку заготовки осуществляли на установке для плазменной наплавки тел вращения по термическому циклу с низкотемпературным подогревом. Режим наплавки не отличается от описанного в работе [8].

Из верхних слоев наплавленного металла на станке электроискровой резки вырезали образцы, которые подвергали термической обработке (нагрев 580 °С, время выдержки 1 ч, количество отпусков 4). При проведении металлографического исследования применялся оптический микроскоп OLYMPUS GX-51. Накопление карт, спектров профилей ЭДС осуществлялось на сканирующем электронном микроскопе KYKY-EM6900.

Исследования микротвердости проводились методом Виккерса на приборе HVS-1000 с нагрузкой на индентор 1 Н.

Результаты исследований и их обсуждение

Согласно классическим представлениям, формирование структуры в наплавленном слое происходит следующим образом [10]. Из жидкости выделяется обедненный по углероду α-твердый раствор. Далее протекает перитектическая реакция с образованием кристаллов γ-твердого раствора. Она протекает на поверхности раздела фаз, поэтому образующиеся γ-кристаллы изолируют сердцевину α-кристаллов от жидкости, более богатой углеродом. Дальнейшее протекание перитектической реакции возможно лишь при диффузии углерода и легирующих элементов из жидкости через γ-фазу. Этот процесс в реальных условиях наплавки, когда происходит ускоренное охлаждение поверхностных наплавленных слоев, практически не протекает. Соответственно, в структуре сохраняется некоторое количество α-фазы, которое зависит от скорости охлаждения поверхностного слоя [10].

При последующем охлаждении происходит эвтектоидный распад α-фазы с образованием α-эвтектоида, представляющего собой дисперсную смесь аустенита и карбидов типа Мe₆С, а также карбидов цементитного типа.

Чем выше скорость охлаждения, тем сильнее неоднородность, обусловленная слабо развивающимся перитектическим превращением. После окончательного затвердевания в структуре имеются зерна, состоящие из трех концентрических слоев: 1 – сердцевина с двухфазной структурой α-эвтектоида; 2 – промежуточный светлый слой (при затвердевании по перитектической реакции здесь образуются γ-кристаллы, которые при быстром охлаждении превращаются в мартенсит и остаточный аустенит); 3 – наружный слой с двухфазной эвтектикой аустенит и карбиды, после охлаждения – мартенсит и карбиды [10].

Анализ микроструктуры с помощью оптической микроскопии показывает, что строение наплавленного слоя представляет собой типичную литую структуру, дисперсность которой практически не зависит от расстояния от поверхности. Это может быть связано с небольшой толщиной наплавляемого металла и, соответственно, близкими скоростями охлаждения по глубине наплавленного за один проход слоя.

При значительном увеличении с помощью сканирующей электронной микроскопии, позволяющей детализировать элементы структуры, также не выявлено различий между строением наплавленного слоя на различной глубине от поверхности (см. рисунок).

Выявленная светлая оболочка представляет собой кристаллы мартенсита и остаточного аустенита, образовавшихся при ускоренном охлаждении из γ-фазы, участвующей в перитектической реакции. Первичные карбиды типа Ме₆С скелетообразной формы располагаются внутри светлой оболочки. Присутствие таких карбидов снижает вязкость стали, поэтому их стараются разрушить тем или иным способом. Темные участки представляют собой двухфазную эвтектическую структуру, после затвердевания состоящую из карбидов, мартенсита и остаточного аустенита.

Поскольку наплавка проводилась в среде азота, то должны образовываться карбиды, содержащие азот или карбонитриды. Как было показано в работах [6; 7], образуются комплексные карбиды типа Fe₃(W – Mo – N – V)₃С. Возможно образование нитридов Fe₄N.

После четырехкратного высокого отпуска при температуре 580 °С с выдержкой в течение 1 ч и последующего охлаждения на воздухе в наплавочном слое выявляются структурные изменения. В местах нахождения мартенсита и аустенита остаточного происходит их преобразование в мартенсит отпущенный с повышенной травимостью и выделение дисперсных карбидов типа МеС, Ме₆С.

Определение микротвердости на поверхности образцов после наплавки и четырехкратного высокого отпуска проводилось в автоматическом режиме с шагом 100 мкм. Микротвердость наплавленного слоя несколько ниже, чем этого же слоя после четырехкратного отпуска (см. таблицу).

После четырехкратного отпуска в результате распада остаточного аустенита, образования мартенсита отпущенного и выделения дисперсных карбидов общая микротвердость незначительно повысилась и ее распределение стало более однородным (см. таблицу), что согласуется с известными литературными данными [10].

Выводы

Методами оптической и сканирующей электронной микроскопии и измерения микротвердости проведены исследования влияния отпуска на структуру покрытия из быстрорежущей стали Р18Ю, сформированного при плазменной наплавке в среде азота порошковой проволокой. Отмечено формирование ячеек с аустенитно-мартенситной структурой и незначительный рост микротвердости.