Исследование структурно-фазового состава и механических свойств металлокомпозита нержавеющая сталь – низкоуглеродистая сталь

Введение

Жесткие и противоречивые требования к материалам в специальном машиностроении, химической, атомной, электротехнической и электронной отраслях часто не позволяют использовать существующие однородные металлы и сплавы. Этот фактор привел к появлению и развитию слоистых металлических композиционных материалов. Используемые в машиностроении слоистые металлокомпозиты сочетают высокую конструктивную прочность, коррозионную стойкость, жаропрочность, хорошую свариваемость при относительно невысокой стоимости. В широкомасштабном промышленном производстве слоистые металлические композиты производят в виде листов, труб, лент и прутков методами литья с последующей совместной горячей прокаткой компонентов [1 – 4]. Если потребность ограничена сравнительно небольшими сериями, то предпочтительно применение различного рода защитных покрытий: газо-термических, ионно-плазменных диффузионных, гальванических и пр. [5 – 8].

Наиболее широкое распространение в машиностроении, химической и атомной промышленности получили слоистые композиты, где основным металлом является низкоуглеродистая или низколегированная сталь, а в качестве плакирующего слоя используются коррозионностойкие стали, медь, никель, титан и другие металлы и сплавы. Выбор такого типа комбинаций металлов обусловлен тем, что основной слой должен обеспечивать необходимые прочностные характеристики композита, а плакирующий слой – устойчивость к воздействию агрессивных сред. Наиболее доступный метод получения подобных композитов – электродуговая наплавка плавящимся аустенитным электродом на низколегированную углеродистую сталь [9]. Этот способ позволяет наносить слои плакирующего металла с нужными физико-механическими свойствами и геометрическими параметрами. Эффективно при этом использование порошковых электродов [10; 11]. Технологически названный способ реализуется на стандартных сварочных автоматах и полуавтоматах, причем могут быть использованы хорошо известные режимы [12].

Однако при получении подобных металлокомпозитов остаются проблемы, связанные с остаточными напряжениями, анизотропией и образованием пор. Как известно, при наплавке или сварке плакирующий слой приобретает либо литую структуру (при однослойной наплавке), либо структуру металла, подвергшегося в отдельных зонах дополнительной термической обработке при последующих нагревах (при многопроходной наплавке). При наплавке коррозионностойких сталей на углеродистую сталь в зоне сплавления могут формироваться мартенситные или аустенитно-ферритные структуры в зависимости от содержания и диффузии углерода [13 – 15]. При недостаточном содержании никеля и хрома металл наплавки может иметь вторичную аустенитно-мартенситную структуру [12]. Образование таких структур с неизбежностью приводит к формированию сложного напряженного состояния в зоне контакта и вблизи нее. Кроме того, на напряженно-деформированное состояние биметалла большое влияние оказывает объем перемешивания основного и наплавляемого металлов. Все эти факторы в конечном счете определяют эксплуатационные свойства слоистого композита в целом.

Целью настоящей работы являлась аттестация структуры и напряженно-деформированного состояния слоистого композита коррозионностойкая сталь – низкоуглеродистая сталь, полученного электродуговой наплавкой, и подбор параметров термической обработки для улучшения конструктивной прочности исследуемого материала.

Материалы и методы исследования

Предмет исследования – металлокомпозит, полученный автоматической электродуговой наплавкой в среде аргона в два прохода плавящимся порошковым электродом на пластину углеродистой стали 20 стандартного состава по ГОСТ 1050 – 88 [16]. Диаметр электрода 1,5 мм, толщина пластины 8 мм, ширина наплавленного валика 20 мм, высота валика в среднем 10 мм. Химический состав порошкового электрода следующий, мас. %: ≤0,12 С; ~18,0 Cr; ~1,0 Mn; ~5,0 Si; ~9,0 Ni; ~1,0 Mo; ~0,2 Ti; <0,04 S; <0,04 P; остальное – железо. При наплавке для предотвращения растрескивания пластина подогревалась примерно до 300 °C.

Для механических испытаний из полученной заготовки электроэрозионным способом вдоль оси валика была вырезана серия образцов типа «dog bone».

Вид образца и схема измерения микротвердости и аттестации структурно-фазовых характеристик показаны на рис. 1. Размеры рабочей части образца 40×6×2 мм. На рабочем поле образца доли наплавки и основного металла были примерно одинаковы. Часть подготовленных образцов были отожжены в вакууме при температуре 680 °C в течение 3 ч, охлаждение с печью (исходное состояние образцов (без термической обработки) обозначается состояние 1, а состояние после отжига – состояние 2). Для исследования структуры образцов были приготовлены шлифы согласно РД 24.200.04 – 90. Анализ шлифов проводился с использованием микроскопа Neophot-21. Элементный состав наплавки и основного металла определяли на растровом электронном микроскопе LEO EVO 50 (Zeiss, Germany), микротвердость – на микротвердомере ПМТ-3 (нагрузка на индентор 1 Н), а фазовый состав – на дифрактометре ДРОН 8 (медное излучение).

Испытания на одноосное растяжение при комнатной температуре проводились на машине Walter + Bai AG (модель LFM-125) со скоростью перемещения траверсы 0,2 мм/мин.

Результаты и обсуждение

На рис. 2, а представлена макроструктура образца металлокомпозита в состоянии 1. Четко выделяется сильно травящаяся граница сплавления. Наплавленный металл имеет слоистое строение с хорошо различимыми границами (рис. 2, а). Нумерация слоев ведется от границы сплавления, размеры слоев приведены в табл. 1.

Слой I расположен в непосредственной близости от линии сплавления, где наплавка претерпела наибольшие структурные и фазовые изменения. Травимость материала в этом слое понижена, поэтому он выглядит как бесструктурный. Формирование таких областей «белых зон» характерно для сварных соединений высоколегированных коррозионностойких сталей с углеродистыми. Авторы работ [17 – 19] утверждают, что такие зоны имеют мартенситную структуру. Визуально на макроструктурном изображении (рис. 2, а) слои II и III выглядят одинаково, хотя разделены четко видимой границей.

Микроструктурные исследования показали, что в состоянии 1 наплавленный металл имеет литую структуру, где размер и морфология структурных элементов различны в указанных выше слоях II – IV (рис. 3, а). В слоях II и III строение наплавленного металла дендритное с темными междендритными прослойками. Вблизи границы между слоями I и II дендриты превращаются в полиэдрические зерна, а междендритные прослойки – в межзеренные границы. Граница слоя I на рис. 3 показана красной штриховой линией. По мере приближения к границе слоя III толщина междендритных прослоек увеличивается. Поперечные размеры дендритов уменьшаются, внутри них появляются темные частицы. В целом в слое III дендритное строение наиболее четко выражено и относительно однородно. Структура слоя IV неоднородная. Поперечные размеры дендритов могут отличаться друг от друга в несколько раз. Темные промежутки между ними ориентированы в пространстве и, по-видимому, имеют отличный от самих дендритов фазовый состав.

Как видно на рис. 2, а и рис. 3, а, макро- и микроструктура основного металла (слой V) в целом без особенностей. Микроструктура соответствует структуре углеродистой качественной стали 20 и представлена полиэдрическими зернами феррита с небольшим количеством перлита (рис. 3, а). В исходном состоянии 1 средний размер зерен составил 21 ± 5 мкм, что соответствует 8 ÷ 9 номеру зерна. Существенные изменения структура основного металла претерпела вблизи линии сплавления. Здесь сформировалась обезуглероженная зона (dC), в которой перлит отсутствует. Ширина этой зоны 180 мкм (на рис. 3 ее граница показана желтой штриховой линией).

В соответствии со структурными особенностями слоев изменяется микротвердость композита (рис. 4, кривая 1). Видно, что микротвердость наплавленного металла более чем в два раза выше, чем основного (примерно 4000 и 1700 МПа соответственно). При этом микротвердость нетравящегося слоя I максимальна – 4550 МПа. Затем к средине слоя II микротвердость снижается и вновь начинает возрастать, достигая в слое III номинального значения – примерно 4000 МПа. На границе сплавления микротвердость составляет 2550 МПа, а ее минимальное значение 1225 МПа соответствует обезуглероженной зоне (dC) основного металла.

Структурные особенности слоев наплавленного металла и характер распределения микротвердости связаны с изменениями фазового состава. На рис. 5 показана дифрактограмма, полученная для основной части наплавленного металла (зависимость 1). Видно, что присутствуют две основные фазы: ГЦК и ОЦК. На наибольшем удалении от границы сплавления (слой IV) превалирует ГЦК-фаза: ~65 % (аустенит). Содержание ОЦК-фазы не более 30 %. Тетрагональных искажений в ней не наблюдается, то есть это феррит. На рис. 3, а в слое IV светлые структурные элементы, очевидно, аустенит, а темные ориентированные – феррит. Оставшиеся примерно 5 % объема представлены комплексом низкосимметричных фаз, силицидами и карбидами. Фазовый анализ на границе сплавления показал, что в слое I, наоборот, превалирует ОЦК-фаза, аустенита осталось не более 5 % по объему, причем он сильно текстурирован. Уменьшилось и количество низкосимметричных фаз примерно до 2 %. Основной металл, как и следовало ожидать, представлен ОЦК-фазой. Однако у границы сплавления пики 220 имеют значительное уширение, что, вероятно, связано как с тетрагональными искажениями решетки, так и с действием внутренних напряжений. Этот факт согласуется с данными работ [17; 18] о мартенситном строении нетравящейся полосы у границы сплавления.

Описанные особенности структурно-фазового состояния и распределения микротвердости обусловлены диффузионным перераспределением углерода и легирующих элементов вблизи линии сплавления (основной металл и наплавленный металл). Об этом свидетельствуют результаты элементного анализа (табл. 2).

В слоях III и IV наплавленного металла содержание легирующих элементов фактически совпадает с химическим составом порошкового электрода. Если воспользоваться понятиями Cr_экв, Ni_экв и структурной диаграммой А. Шеффлера для хромоникелевых нержавеющих сталей [20], то становится понятным двухфазное строение слоев III и IV. Согласно этой диаграмме ГЦК-фаза является аустенитом, а ОЦК-фаза – ферритом. В слое II количество никеля уменьшается в три раза, кремния – почти в два раза, хрома – тоже в два раза. В результате фазовый состав представлен мартенситом и аустенитом, что согласуется с данными микроструктурных исследований. Наконец, в слое I, где содержание хрома и кремния меньше в три раза, а никеля 5,5 раза, присутствует только мартенсит, что соответствует и данным микроструктурных исследований, и рентгеновской дифрактометрии.

Представленные результаты исследования структуры, микротвердости, рентгеновской дифрактометрии и элементного анализа в исходном состоянии 1 свидетельствуют о высокой неоднородности напряженно-деформированного состояния материала, что отразилось на конструктивной прочности композита. На рис. 6 (кривая 1) показана деформационная кривая одноосного растяжения. Видно, что материал демонстрирует низкую пластичность, нехарактерную ни для углеродистой, ни для нержавеющей сталей. После достижения деформации ε = 3,6 % происходит разрушение наплавленного слоя. Возникала трещина, пересекающая весь наплавленный слой. Раскрытие трещины достигает 1 мм. Из диаграммы видно, что рассчитанное на полное сечение композиционного образца напряжение падает от 554,2 до 219,5 МПа. Слой основного металла не разрушается и продолжает пластически деформироваться. Площадь оставшегося неразрушеным сечения образца составляет 6,33 мм2, поэтому действующее в нем напряжение равно напряжению во всем образце в момент образования трещины. Это указывает на хрупкий характер разрушения наплавленного слоя. Низкая вязкость разрушения наплавленного слоя может быть связана с высокими внутренними напряжениями. Устранить неблагоприятную ситуацию можно отжигом композита, который, как указано выше, был выполнен в течение 3 ч при температуре 680 °С.

Макроструктурное изображение отожженного материала (рис. 2, б) показывает, что в целом слоистое строение наплавленного металла сохранилось, однако граница между слоями III и IV сильно размыта. Увеличилась и ширина слоя I до 50 мкм (табл. 1). Слой I по-прежнему не травится (рис. 3, б). Прилегающий к нему слой II, как и в исходном состоянии 1, имеет зеренное строение, плавно переходящее в дендритное. Эволюция микроструктуры по мере продвижения от слоя II к слою III происходит так же, как и в исходном состоянии. Дендритное строение слоя III в исходном и отожженном состояниях одинаковы, но микроструктура слоя IV претерпела существенные изменения (рис. 3, а, б). Микроструктура более однородна по размерам светлых аустенитных структурных элементов, а темные ферритные увеличились по толщине и потеряли преимущественную ориентацию.

Распределение микротвердости композита после отжига (состояние 2) представлено на рис. 4, зависимость 2. Видно, что наибольшие изменения произошли в слое IV, где микротвердось уменьшилась от 4700 до 3100 МПа. В слое I микротвердость, наоборот, увеличилась на 400 МПа по сравнению с исходным состоянием, а в основном металле она незначительно уменьшилась. При этом следует отметить, что в отожженном состоянии микротвердость обезуглероженной зоны не изменилась, но ширина этой зоны увеличилась примерно до 500 мкм.

Фазовый состав в слоях III и IV (рис. 5, б) после отжига не изменился. Присутствуют аустенит, феррит и менее 5 % низкосимметричных фаз. Ширина на половине высоты основных линий фаз ОЦК и ГЦК уменьшилась по сравнению с исходным состоянием, что говорит о снижении уровня внутренних напряжений второго рода. Кроме того, в слое I после отжига существенно (примерно до 2 %) уменьшилось содержание ГЦК-фазы и количество низкосимметричных фаз, которое составляет менее 2 %. Основной металл после отжига представлен более совершенной ОЦК-фазой, что свидетельствует об отсутствии упругих искажений.

Таким образом, наплавленный металл, граница сплавления и композит в целом находятся в более равновесном напряженно-деформированном состоянии, что благоприятно сказалось на конструктивной прочности материала. Кривая 2 на рис. 6 демонстрирует, что хотя наплавленный металл разрушается по-прежнему хрупко, напряжение, при котором это происходит, увеличилось до 603 МПа, а относительное удлинение – до 4,56 %.

Выводы

Исследования полученного электродуговой наплавкой в аргоне композита нержавеющая сталь – низкоуглеродистая конструкционная сталь показали, что коррозионностойкий компонент имеет двухфазное аустенитно-ферритное строение. Структура этого компонента дендритная, элементный состав соответствует составу электродной проволоки. Ферритная составляющая находится в междендритных прослойках. По мере приближения к границе сплавления дендритная структура переходит в зеренную, а количество ГЦК-фазы уменьшается до нуля. При этом содержание легирующих элементов снижается в 3 – 5 раз, и в результате на расстоянии нескольких микрометров от границы сплавления структура становится мартенситной. В целом наплавленный слой обладает повышенными твердостью и хрупкостью из-за высоких внутренних напряжений. Отжиг при 680 °C в течение 3 ч позволяет улучшить микроструктуру наплавленного слоя, снизить твердость и увеличить относительное удлинение до разрушения. Однако композит по-прежнему остается хрупким.

При электродуговой наплавке коррозионностойкой стали рассматриваемого состава на низкоуглеродистую сталь 20 формируется беспористый слой, прочно соединенный с основным металлом. Однако он имеет аустенитно-ферритный фазовый состав с высокими внутренними напряжениями, поэтому под нагрузкой разрушается хрупко. Причиной такого состояния материала является повышенное содержание кремния и молибдена в наплавляемой порошковой проволоке по сравнению с традиционным для хромоникелевых нержавеющих сталей. Отжиг снимает внутренние напряжения в наплавленном слое, но не решает окончательно проблемы хрупкости композита.