03 марта 2016г.
Упрочняющая наплавка деталей горных машин и металлургического оборудования сопряжена с определѐнными технологическими трудностями. В первую очередь это связано с чрезмерной склонностью наплавленных изделий к трещинообразованию, из за высоких напряжений, возникающих в высоколегированном наплавленном металле и зоне сплавления с металлом основы. Стремясь избежать трещинообразования, наплавку проводят при повышенных значениях силы тока и, соответственно, при максимальном проплавлении металла основы. Часто это позволяет уменьшить градиент химического состава в зоне сплавления и за счѐт этого снизить опасность возникновения трещин. Однако это приводит к сильному подмешиванию металла основы в наплавленный металл и снижению эксплуатационных свойств наплавляемого покрытия.
Плазменно-порошковая наплавка износостойких покрытий двудуговым плазмотроном позволяет исключить вероятность трещинообразования наплавленного покрытия благодаря эффективному расходованию мощности плазменной дуги на образование сварочной ванны, при минимальном проплавлении подложки, что обеспечивает заданный состав наплавленного металла уже в первом наплавленном слое [1]. Формирование аустенитной прослойки в зоне сплавления приводит к образованию слоистого композиционного покрытия [2] что способствует повышению механических свойств зоны сплавления. Однако минимальное подмешивание основного металла в наплавленный даже на оптимальных режимах наплавки всѐ же неизбежно [3], что приводит к образованию в узкой промежуточной зоне нового переходного сплава усреднѐнного состава в соответствии с долей участия основного и присадочного материалов.
В данной работе плазменно-порошковую наплавку производили двухдуговым плазмотроном с максимальной силой тока косвенной дуги 40 А. Присадочным материалом являлся порошок типа 250Х18Г20С [4]. Наплавку производили на образцы из стали 45 с силой тока импульса 120 и 180 А.
Согласно [4, 5] при повышении силы тока с 120 А до 180 А, при прочих равных параметрах наплавки, доля участия основного металла в наплавленном повышается с 3 % до 12 %. При этом зона сплавления является наиболее чувствительной к подмешиванию металла основы. Микроструктура зоны сплавления наиболее чувствительна к режимам наплавки и дополнительным технологическим воздействиям, и, как следствие, является показателем степени участия основного металла в наплавленном.
При наплавке порошка типа 315Х19Ф3 при токе 120 А в средней части наплавленного металла формируется структура эвтектического типа (Рисунок 1).
Наблюдающееся совпадение относительной интенсивности линий матрицы и табличных значений интенсивностей линий для γ-железа позволяет
заключить, что матрица наплавленного металла представляет собой аустенит
[6]. В объѐме аустенитной матрицы
равномерно распределена карбидная фаза. Присутствуют частицы, характерной для первичного карбида
хрома М7С3, карандашной формы,
а также веерообразная эвтектика на базе карбида М7С3 микротвѐрдостью
9400 МПа.
Данные металлографического анализа свидетельствуют о наличии светлых
частиц скруглѐнной формы располагающихся в зоне сплавления и нижней части средней зоны покрытия (Рисунок 2 а). Частицы, обладающие схожим строением, обнаруживаются и в металле подложки, расположенные вдоль линии сплавления (Рисунок 2 б). Микротвѐрдость частиц расположенных в наплавленном металле составляет 13000 МПа, а расположенных в металле
подложки 12200 МПа. Данные рентгеноструктурного анализа, измерения микротвѐрдости и металлографические исследования позволяют заключить, что светлыми
частицами округлой формы в зоне сплавления и нижней части средней зоны покрытия является
цементит [7].
Можно предположить, что при проплавлении подложки дугой сварочная
ванна образуется за счѐт частиц присадочного порошка, а также ферритных
и перлитных зѐрен, находящихся вдоль линии сплавления. При этом цементитные пластинки перлита
не успевают раствориться в жидкой
фазе сварочной ванны, а лишь коагулируют и всплывают на некоторую
высоту, оставаясь в наплавленном металле.
Отсутствие металлографически различимых
коагулированных частиц цементита в средней
зоне наплавленного металла подтверждает предположение о попадании цементита в покрытие из металла
подложки, так как высвободившийся из оплавленных перлитных
зѐрен цементит по мере перемешивания в средней части покрытия растворяется и становится металлографически неразличимым. Наличие цементита
негативно сказывается на износостойкости и эксплуатационных свойствах покрытия, поэтому
необходимо обеспечить режимы
наплавки, при которых подмешивание металла
подложки будет минимальным.
Наплавка порошка типа 315Х19Ф3
при общем токе 180 А приводит
к формированию доэвтектической структуры покрытия
(Рисунок 3), взамен эвтектической, образующейся при наплавке
на токе 120 А. Это объясняется как меньшими
коэффициентами перехода [4] легирующих элементов,
таких как углерод и хром, так и значительным перегревом сварочной ванны и меньшей скоростью еѐ кристаллизации, вследствие чего кристаллизация покрытия
сдвигается по тальвеге в сторону доэвтектических структур [8].
Повышение давления
дуги при наплавке
на токе 180 А приводит
к сильному проплавлению металла основы и подмешиванию его в наплавленный металл. В результате в зоне сплавления со стороны наплавленного металла
на расстоянии 2 - 4 мкм от подложки,
образуется прослойка
мартенсита, расположенного на границах
и в центре кристаллитов имеющих
дендритное строение.
Наличие мартенсита в зоне сплавления предопределяет склонность
такого покрытия трещинообразованию. В центральной части наплавленного металла формируется структура, доэвтектического типа. Дендриты аустенита
расположены хаотично, отсутствует общее направление роста, что свидетельствует о высокой степени
перегрева центральной части сварочной ванны и низкой скорости еѐ кристаллизации. В междендритном пространстве расположена аустенито-карбидная эвтектика
пластинчатого строения
образованная на базе карбида хрома
типа М7С3.
Список литературы
1.
Сидоров А.И. Восстановление деталей машин напылением и наплавкой. М.: Машиностроение, 1987. 192 с.
2.
Тушинский Л.И., Плохов
А.В. Исследование структуры
и физико-химических свойств
покрытий. Новосибирск: Наука, 1986. 324 с.
3.
Технология электрической сварки металлов и сплавов плавлением. Под ред. акад. Б.Е. Патона. М.: Машиностроение, 1974. 768 с.
4.
Формирование структуры и свойств зоны
сплавления при плазменно-порошковой наплавке
покрытия типа 250Х15Г20С /Емелюшин А.Н., Петроченко Е.В., Нефедьев С.П.,
Морозов А.Н. //Вестник Магнитогорского технического университета им. Г.И. Носова. 2011. № 3. С. 70-73.
5.
Емелюшин А.Н., Петроченко Е.В., Нефедьев С.П. Исследование структуры и ударно-абразивной износостойкости покрытий системы
Fe-C-Cr-Mn-Si, дополнительно легированных азотом. Сварочное производство. 2011. № 10. С. 18-22.
6.
Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электронно-оптический анализ.
М.: Машиностроение. 1991.
7.
Емелюшин А.Н., Петроченко
Е.В., Нефедьев С.П. Сравнение
структуры и свойств литых и наплавленных износостойких материалов // Литейные процессы: межрегион. сб. науч. трудов/под ред. В.М. Колокольцева. Магнитогорск: изд-во Магнитогорск. гос. техн. ун-та им. Г.И. Носова, 2012.
С. 141-145.
8.
Петроченко Е.В. Особенности кристаллизации, формирования структуры и свойств износостойких и жаростойких чугунов в различных
условиях охлаждения. Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук / Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова. Магнитогорск, 2012.
