Исследование влияния электродуговой наплавки на структуру и свойства покрытий

Введение

Во многих отраслях промышленности (химическая, атомная, авиационно-космическая и др.) конструктивная прочность контролируется стойкостью материалов к агрессивным средам. Технически эта задача полностью решается использованием коррозионностойких материалов [1 – 3]. Однако из экономических соображений такое решение может быть нерациональным, например, при перекачке охладителей второго контура на атомных станциях. Если для изготовления трубопроводов обязательно необходима коррозионностойкая сталь, то для запорной арматуры и ряда деталей насосов можно применять качественные углеродистые стали [4], нанося на соприкасающиеся с хладагентом поверхности антикоррозионные покрытия [5 – 7]. Наиболее широко распространенным и эффективным методом нанесения таких покрытий является электродуговая наплавка [8 – 12].

В настоящее время научные основы электродуговой наплавки хорошо известны, существуют многочисленные модификации данного метода. Электродуговая наплавка легко механизируется и поэтому обеспечивает высокую производительность труда. Она позволяет с достаточной равномерностью нанести на поверхность слои металла с нужными физико-механическими свойствами и выполнить тем самым поставленную технологическую задачу [13; 14]. В настоящем исследовании было необходимо обеспечить защиту запорной арматуры из малоуглеродистой стали от агрессивной жидкости. Затруднения возникли, когда пришлось переходить от ранее используемых наплавочных материалов к другим.

Наплавка, как и сварка, связана с нагревом металлов в широком интервале температур и последующим охлаждением нагретых зон с разными скоростями. Это приводит к сложным структурным и фазовым изменениям, которые имеют определяющее значение для эксплуатационных свойств соединения защищаемый материал – покрытие [15]. Покрытие образуется при кристаллизации жидкого электродного и оплавленного основного металла, приобретая литое строение. Большое значение для свойств и работоспособности покрытия имеет характер участка сплавления наплавленного слоя с основой, особенно, если они различны по составу и структурному классу сталей. Участок сплавления определяет надежность связи наплавленного металла с основным [14 – 16]. Основным металлом является низкоуглеродистая сталь, а наплавленным – нержавеющая сталь. Строение и свойства участка сплавления этих двух материалов будут зависеть от степени проплавления, характера возникающих промежуточных слоев и диффузии углерода в приграничных участках [17; 18]. При наплавке на низкоуглеродистую сталь, в зависимости от состава наплавляемого металла, в зоне сплавления могут получаться структуры с превалирующим количеством мартенсита или аустенита в зависимости от содержания углерода. Наплавленный металл в зависимости от содержания хрома и никеля может иметь аустенитную или аустенитно-ферритную структуру. При недостаточном содержании никеля и хрома металл наплавки может иметь вторичную аустенитно-мартенситную структуру [4; 8; 19]. На свойства металла наплавки и на образующуюся структуру наплавленного слоя большое влияние оказывает перемешивание основного и электродного металлов. Обычно стремятся к небольшому перемешиванию наплавленного металла с основным. При наплавке нержавеющих сталей на нелегированную сталь часто образуется резко выраженная переходная зона между наплавленным и основным металлами достаточно большой ширины [20; 21].

В настоящей работе изучалось влияние различных способов электродуговой наплавки на структуру и механические свойства биметаллического соединения углеродистая сталь – нержавеющая сталь.

Материалы и методики эксперимента

В работе исследовали структуру и свойства наплавленных покрытий, полученных механизированной наплавкой плавящимися электродами из нержавеющей проволоки системы легирования Fe – C – Cr – Ni – Si – Mn сплошного сечения диаметром 1,8 мм с разным количеством наплавленных слоев по следующим вариантам: наплавка под флюсом, один проход; наплавка в аргоне, один проход; наплавка в аргоне, два прохода. Химический состав проволоки системы Fe – C – Cr – Ni – Si – Mn следующий, мас. %: ≤0,12 С; ~15,0 Cr; ~0,8 Mn; ~4,5 Si; ~8,5 Ni; <0,04 S; <0,04 P; остальное – железо.

Наплавку осуществляли на образцы качественной углеродистой стали 20 размерами 50×15×10 мм.

Для исследования микроструктуры были изготовлены поперечные шлифы на каждом образце после каждого режима. При изготовлении шлифов использовали механическую шлифовку, механическую полировку на алмазном синтетическом материале с переходом от крупного алмазного порошка к мелкому и химическое травление [8; 10; 22]. Исследования структуры и измерение микротвердости соединения покрытие – основной металл полированных образцов выполняли в соответствии со схемой, представленной на рис. 1.

Структурные исследования проводили методами оптической (ОМ) и атомно-силовой микроскопии (АСМ) на микроскопах Neophot-21 и Solver PH47-PRO [22]. Измерения микротвердости проводили на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке 0,1 Н.

Результаты эксперимента и их обсуждение

Визуальный осмотр непротравленных шлифов, выполненных по трем вариантам, показал, что макродефекты в виде пор и трещин в наплавленных слоях не обнаружены. Однако полученные на атомно-силовом микроскопе (АСМ) скан-изображения поверхности протравленных шлифов показали, что при всех режимах наплавки преимущественно по границе сплавления нержавеющая сталь – сталь 20 присутствуют редкие одиночные микродефекты в виде пор сферической формы (рис. 2). Построенные методом секущих профилограммы позволили определить их морфологию и размеры. Максимальные размеры микрополости в продольном и поперечном измерении составили 10 и 15 мкм. Однако заметим, что из-за малости своих размеров они не относятся к дефектам наплавки.

Структура основного металла (область 5) во всех случаях соответствует структуре низкоуглеродистой стали 20 (рис. 3), она представлена полиэдрическими зернами феррита и перлита, средний размер зерна составил примерно 52 мкм, что соответствует 5 ÷ 6 номеру зерна. Микротвердость составила HV_0,1 = 1320 МПа.

Наплавленный металл, сформированный во всех трех вариантах наплавки, условно можно разделить на четыре области. Толщина областей меняется в зависимости от режима наплавки. Точка 4 соответствует границе сплавления (темная прослойка (рис. 4)) и зоны термического влияния (ЗТВ). В ЗТВ наблюдается видманштеттова структура, которая прилегает к границе сплавления. Непосредственно у линии сплавления выявлен обезуглероженный слой с наиболее низкой твердостью (HV_0,1 = 1000 МПа), толщина которого составила, соответственно, у образца по выполненному варианту 1 примерно 100 мкм и по варианту 2 – максимум до 120 мкм. В образце, наплавленном по режиму 3, обезуглероженный слой не выявлен, местами встречаются небольшие очень редкие участки глубиной максимум до 15 мкм.

В наплавке, выполненной по варианту 1, фазовый состав представлен в основном аустенитом с разной морфологией и разным размером структурных элементов (рис. 4, а). Протяженность характерных участков соединения (∆L) и определенные в них значения микротвердости указаны в таблице (отсчет от верхней (свободной) поверхности наплавки, см. схему рис. 1). В области 3 зерна аустенита содержат игольчатую составляющую, которую невозможно точно идентифицировать. Вероятнее всего, это мартенситные иглы, что подтверждается высокими значениями микротвердости (рис. 5): микротвердость области 3 почти в два раза выше, чем областей 1 и 2, и достигает HV_0,1 ≈ 6500 МПа. Вблизи границы раздела выявлены единичные микрополости.

Микроструктура наплавленного металла в соединении, полученном по варианту 2, более однородная, чем у образца, полученного по варианту 1 (рис. 4, б). Микротвердость достаточно плавно меняется по глубине и максимального значения достигает только у границы сплавления (рис. 5, таблица). Зона сплавления (сильно травящаяся область 4) имеет толщину ≈60 мкм и твердость в 1,5 раза выше, чем в среднем по наплавленному металлу, однако существенно ниже, чем в образце, наплавленному по режиму 1 (6500 МПа). Фазовый состав наплавленного металла: аустенит, мелкодисперсные карбиды. Вблизи границы сплавления появляется игольчатая составляющая. В целом соединение, полученное по варианту 2, является наиболее совершенным. В нем отсутствуют дефекты типа микротрещин в наплавленном металле и по границе сплавления.

Структура наплавленного металла, выполненная по варианту 3, более однородная, чем образца, полученного по варианту 1, и близка к структуре наплавки образца по варианту 2 несмотря на то, что здесь применена наплавка в два прохода (рис. 4, в). Микротвердость в основной части наплавки (более 80 %) существенно не меняется по глубине. На оставшихся 20 % толщины наплавки она возрастает примерно на 15 % и достигает максимума в приграничной области (см. таблицу). Сама граница (сильно травящаяся область) имеет толщину около 50 мкм и твердость в 1,5 выше, чем в среднем по наплавленному металлу (рис. 5). В целом соединение 3 имеет неплохую однородную микроструктуру, но в наплавленном металле вблизи границы образовалось наибольшее количество микрополостей.

Наплавка под флюсом (вариант 1) приводит к формированию неоднородного по структуре и по микротвердости покрытия. Вблизи линии сплавления с основным металлом в покрытии обнаруживаются единичные микрополости. В этой части покрытия наблюдается повышенное содержание закалочной (игольчатой) структуры.

На основе макро- и микроструктурного анализа наплавленных слоев установлено, что наиболее совершенным по структуре является образец, выполненный по варианту 2 – при наплавке в аргоне за один проход. Структура наплавленного металла – аустенит, мелкодисперсные карбиды и игольчатая составляющая вблизи границы сплавления. Микротвердость наплавленного слоя плавно меняется по глубине и достигает максимальных значений только на границе сплавления. Микродефекты отсутствуют.

Анализ структурно-фазового состава металла, наплавленного по варианту 3 – при наплавке в аргоне за два прохода, показал, что соединение имеет хорошую однородную микроструктуру, однако в слое, наплавленном в первом проходе вблизи границы сплавления выявлено наибольшее количество микрополостей. Здесь же обнаружено повышенное содержание игольчатой составляющей и, как следствие, повышенная микротвердость.

Выводы

Установлено, что при наплавке происходит диффузия углерода в наплавляемый металл, которая приводит к формированию карбидов и возникновению закалочных структур в наплавленном металле (игольчатая структура). В зоне термического влияния образуется видманштеттова структура с тонкими иглами, отходящими от ферритных пластин. Структура основного металла феррито-перлитная.

При наплавке под флюсом скорость нагрева и удельное тепловложение недостаточные, поэтому наплавочная ванна плохо перемешивается, что приводит к неоптимальной структуре и формированию термических напряжений на границе сплавления. Аналогичная ситуация складывается при наплавке в два прохода, когда нижний слой не полностью проплавляется.