Введение

Промышленное оборудование при эксплуатации подвергается абразивному изнашиванию, резко снижающему его ресурс за счет изменения размеров, формы и состояния рабочих поверхностей деталей [1; 2]. Так, например, детали промышленных вентиляторов, тягодутьевых машин, твердотопливных котлов, газотурбинных установок подвергаются воздействию абразивных частиц, переносимых высокоскоростным потоком нагретых газов. Необходимость замены изношенных деталей обусловливает значительные экономические потери из-за длительных простоев оборудования при проведении ремонтных работ [2–4]. Повысить срок службы деталей рационально путем упрочнения их поверхности износостойкими сплавами [4; 5].

Одним из основных кинематических параметров, определяющим характер и интенсивность разрушения изнашиваемой поверхности, является угол ее атаки газоабразивным потоком [6; 7]. При малых углах атаки (20–30°) и температурах до 600 °С, характерных для работы тягодутьевых машин, в механизме деструкции поверхности доминирует пластическое оттеснение металла, а также его микрорезание, что обусловливает низкую износостойкость пластичных материалов [8–10]. Более предпочтительны в этих условиях сплавы на основе железа с композиционной структурой, состоящей как из крупных, так и дисперсных твердых карбидов, распределенных в объеме пластичной матрицы [11; 12].

Задача получения на поверхности деталей износостойких покрытий большой толщины наиболее универсально и эффективно решается электродуговой наплавкой порошковой проволокой [1; 13]. Применение порошковой проволоки дает возможность получать покрытия практически любого химического состава, обеспечивающего им требуемые эксплуатационные свойства [14; 15]. При этом динамическое воздействие колебаниями ультразвукового диапазона (от 18 кГц) на кристаллизующиеся в процессе наплавки сплавы – один из известных технологических приемов, позволяющих изменить их структурно-фазовый состав, повысить износостойкость, снизить вероятность образования внутренних дефектов и др. [16–18]. Такие изменения обусловлены образованием в расплаве стоячих волн, характеризующихся наличием чередующихся областей сжатия и разрежения. Генерация в данных областях высоких плотностей энергии проявляется в возникновении вторичных эффектов (кавитации, акустических потоков, радиационного давления, сил вязкого трения), создающих специфические условия кристаллизации металлического расплава [19; 20]. Данные эффекты способствуют интенсификации физико-химических процессов: дегазации, диффузии, диспергирования структуры металла, коагуляции различных фаз и др. [21; 22].

Из всех известных способов передачи ультразвуковых колебаний (УЗК) кристаллизующемуся расплаву сварочной ванны применение с этой целью присадочной (волноводной) проволоки представляет наибольший практический интерес [23]. В этом случае появляется возможность воздействовать на расплав вблизи фронта кристаллизации, где наблюдается наиболее заметный эффект от акустической обработки. Использование в качестве волновода порошковой проволоки дает возможность легировать, а также армировать и модифицировать наплавленный металл тугоплавкими частицами, при этом УЗК могут способствовать более равномерному их распределению в объеме расплава [24; 25]. Вместе с тем необходимо отметить, что в научно-технических публикациях недостаточно полно раскрыты взаимосвязи влияния УЗК на структуру и свойства наплавленных абразивостойких сплавов.

Цель работы заключается в исследовании влияния УЗК на структурно-фазовый состав и стойкость к газоабразивному изнашиванию при температурах до 600 °С покрытия из опытного сплава 280Х14Г6Н6М3Т2Б2, наплавленного электродуговым способом.

Применяемые материалы и методы исследования

При формировании износостойкого покрытия электродуговой наплавкой в защитном газе в качестве электродной использовали экспериментальную порошковую проволоку (ПП) диаметром 2,8 мм. В качестве оболочки ПП применяли ленту из стали 08кп толщиной 0,25 мм, а наполнителем проволоки служили металлические порошки хрома, никеля, молибдена, ниобия, титана, железа, а также порошок графита. Компонентный состав наполнителя рассчитывали исходя из условия получения в наплавленном сплаве эвтектической структуры с вязкой и пластичной аустенитной матрицей, стабилизированной углеродом, никелем и марганцем, способной надежно удерживать твердые фазы в виде карбидов хрома, титана, ниобия и молибдена [26].

На поверхности пластин из стали Ст3сп в один слой толщиной 6–7 мм формировали износостойкое покрытие, химический состав которого был следующий, мас. %:

Для защиты расплавленного металла от атмосферного воздуха использовали газообразный аргон. Для сравнения износостойкости экспериментального покрытия с показателями промышленных аналогов изготавливали способом электродуговой наплавки покрытыми электродами Weartrode 65T (ESAB) образцы из сплава 600Х23Б7М7С2В2Ф.

В качестве присадочной (волноводной) проволоки применяли порошковую проволоку диаметром 2 мм, изготовленную с оболочкой из стальной ленты толщиной 0,5 мм и наполнителем в виде железного порошка.

Химический состав наплавленного покрытия определяли с использованием оптико-эмиссионного спектрометра «Oxford Instruments PMI-MASTER PRO». Металлографические исследования проводили с помощью оптической (микроскоп «Carl Zeiss Axiovert 40 MAT») и электронной (растровый электронно-ионный микроскоп «FEI Versa 3D») микроскопии. Шлифы для металлографических исследований подготавливали на шлифовальном станке «MP-1B Time Group Inc.».

Для выполнения микрорентгеноспектрального анализа структурных составляющих покрытия и построения карт распределения легирующих элементов по поверхности микрошлифов применяли энергодисперсионный рентгеновский детектор «Apollo X-SDD», установленный на микроскопе «Versa 3D». Определение объемных долей структурных составляющих покрытия выполняли путем совместного анализа в программе «Image J» карт распределения химических элементов по поверхности микрошлифов путем вычисления занимаемой ими площади.

Рентгенофазовый анализ наплавленных покрытий проводили на рентгеновском дифрактометре «Bruker D8 Advance Есо» с вертикальным θ-θ гониометром. Съемку исследуемых образцов выполняли в излучении медного анода (λ = 1,54060 Å) при следующем режиме: напряжение на рентгеновской трубке – 40 кВ; ток накала – 25 мА; время экспозиции – 1 с; шаг сканирования – 0,02°. Идентификацию фаз в покрытиях осуществляли с использованием программного обеспечения Diffrac.EVA, снабженного лицензионной базой данных «Powder Diffraction File-2» (The International Center for Diffraction Data).

Дюрометрические испытания наплавленного покрытия производили по методу Роквелла (шкала С) с использованием твердомера «ТН-500 Time Group Inc.».

Сопротивление наплавленного покрытия газоабразивному изнашиванию при нормальной и повышенной до 600 °С температурах оценивали по методике экспресс-испытаний, изложенной в работе [27]. Образец покрытия, представляющий собой пластину размером 40×16×3,5 мм, нагревали проходящим током и воздействовали на него струей разогретого сжатого воздуха, смешанного с абразивными частицами кварцевого песка со средним размером 260 мкм. Стабильность температурного режима испытаний обеспечивали контролем температуры образца с помощью термопары ВР5/20, подключенной к аналого-цифровому преобразователю ЛА-20 USB, обеспечивающему вывод показаний на экран персонального компьютера посредством программного обеспечения «PowerGraph». Параметры испытаний были следующие: время испытаний – 120 с, давление воздуха в системе – 3 атм, угол атаки поверхности образца газоабразивным потоком – 30°.

В качестве критерия износостойкости использовали величину удельного износа (ξ, г/кг), определяемую по формуле

ξ = ∆m/∆ma ,

где Δm – потеря массы испытанного образца, г; mа – масса затраченного в процессе испытания абразива, кг. Потерю массы образцов измеряли с точностью до 0,0001 г на аналитических весах «Shinko Denshi VIBRA HT-124RCE».

Изучение характера пластической деформации тонких поверхностных слоев изношенных покрытий выполняли с помощью электронно-ионного микроскопа путем изготовления методом ионного травления микросечений поверхности с предварительным нанесением на нее слоя платины.

Техника формирования наплавленных покрытий

Электродуговую наплавку покрытия (рис. 1) экспериментальной ПП выполняли с использованием сварочного автомата «A2 Mini Master» (ESAB), снабженного устройством для ввода УЗК в сварочную ванну посредством волноводной проволоки.

В электронейтральной волноводной проволоке, которая постоянно погружена в сварочную ванну и подается в нее с постоянной скоростью, генерируются изгибные колебания частотой 20,6 кГц с помощью совершающего продольные колебания ультразвукового пьезоэлектрического преобразователя. Расплавление проволоки происходит как за счет тепла, выделяющегося в реакционной зоне сварки, так и благодаря теплу, генерируемому в самой проволоке при прохождении через нее УЗК [28]. Для достижения максимальной амплитуды колебаний конца волноводной проволоки в сварочной ванне ее вылет (а) должен быть кратен половине длины изгибных волн (λизг ), а ролики подающего механизма должны контактировать с проволокой в узле колебаний на расстоянии b от торца преобразователя (рис. 1). Это способствует снижению потерь энергии колебаний в процессе наплавки, так как система получается акустически замкнутой.

Источником питания ультразвукового преобразователя служил ультразвуковой генератор УЗГ 4-2 компании «Ультра-резонанс» (г. Екатеринбург). Электрическая мощность, потребляемая преобразователем в процессе наплавки, составляла 200 Вт. Контроль амплитуды и частоты акустических колебаний осуществляли способом бесконтактной лазерной виброметрии с использованием виброметра «Polytec VibroFlex Neo».

Наплавку выполняли на стальные пластины размером 200×150×12 мм с перекрытием валиков, равным 30 % от их ширины. Для предотвращения образования трещин в наплавленном покрытии производили предварительный подогрев пластин до температуры 300 ± 20 °С и обеспечивали их замедленное охлаждение после наплавки. Температуру перед наплавкой контролировали инфракрасным пирометром ТЕХНОАС С-20.4.

Источником сварочного тока (ток постоянный, «+» на электроде) служил тиристорный выпрямитель ESAB LAF 1001. Технологические и акустические параметры режима наплавки (см. таблицу) подбирали экспериментально, исходя из задачи получения хорошо сформированного, бездефектного наплавленного покрытия при минимальной величине проплавления основного металла. Основные параметры режима наплавки покрытий с воздействием ультразвуковых колебаний и без них не отличались.

Расстояние (B) между электродной и присадочной проволоками, зависящее от длины сварочной ванны (L), – один из наиболее важных технологических параметров данного процесса, от которого зависит качество формирования наплавленного покрытия, равномерность расплавления присадочной проволоки и стабильность ультразвуковой обработки сварочной ванны. При использовании волноводной ПП диаметром 2 мм и скорости ее подачи в сварочную ванну 28–29 м/ч расстояние B должно находиться в диапазоне 0,37–0,57 от длины ванны L [28]. При введении проволоки в ванну за верхней границей данного диапазона наблюдаются дефекты формирования наплавленного покрытия, а при ее подаче в непосредственной близости к электрической дуге ультразвуковая обработка невозможна, поскольку волноводная проволока расплавляется над сварочной ванной.

Введение проволоки в сварочную ванну под углом 30° к наплавляемой поверхности позволяет обеспечить полное ее расплавление в широком диапазоне скоростей подачи.

Результаты и их обсуждение

Экспериментально установлено, что воздействие УЗК при наплавке покрытия из сплава 280Х14Г6Н6М3Т2Б2 приводит к значительным структурным изменениям в нем (рис. 2). Микроструктура покрытия, сформированного без акустического воздействия на кристаллизующийся сплав – заэвтектическая с крупными первичными карбидами иглообразной и пластинчатой формы (рис. 2, а, б). Совместный микрорентгеноспектральный и рентгенофазовый анализ покрытий показал, что твердый раствор карбидной эвтектики состоит из легированного γ-Fe, а основная часть упрочняющей фазы представлена карбидами типа Me7C3 и Me3C2 , где Ме – хром, железо, марганец и молибден (рис. 3). В структуре также присутствуют относительно равномерно распределенные по объему дисперсные твердые фазы, представленные комплексными карбидами (Ti,Nb,Mo)xCy и монокарбидами Мо2С со средним размером частиц 3,5 мкм и 1,6 мкм соответственно. Дефектов типа трещин, отслоений от основного металла, пор и т.д. в наплавленном покрытии не обнаружено.

Воздействие высокочастотных акустических колебаний приводит к исчезновению в структуре покрытия крупных кристаллов первичных карбидов MexCy и некоторому диспергированию аустенитно-карбидной эвтектики (рис. 2, в, г), что сопровождается появлением характерных «розеток», состоящих из пластинчатых карбидов, разделенных прослойками твердого раствора. Помимо карбидов (Ti,Nb,Mo)xCy и Мо2С в сплаве появляется небольшое количество карбидов (Ti, Mo)xCy и TiC.

Установлено, что высокочастотные колебания присадочной проволоки обусловливают ее дополнительный подогрев. Это способствует снижению эффекта «захолаживания» сварочной ванны, проявляющегося в классических процессах наплавки с «холодной» присадкой в уменьшении ее длины. В исследуемом процессе при скорости подачи проволоки 28–29 м/ч длина ванны уменьшается на величину не более 4 %. При этом доля присадочного металла в наплавленном очень мала и составляет 1,0–1,2 мас. %. Таким образом, изменения в структуре исследуемого сплава связаны именно с воздействием на процесс его кристаллизации акустических колебаний, а не с переохлаждением расплава сварочной ванны или изменением его химического состава.

Механизм трансформации микроструктуры наплавленного покрытия под воздействием УЗК заключается в следующем. В отсутствие акустического воздействия из расплава сварочной ванны кристаллизуются крупные первичные карбиды MexCy , между которыми формируется аустенитно-карбидная эвтектика. При возбуждении в расплаве высокочастотных акустических колебаний процесс кристаллизации происходит в условиях механического воздействия ударных волн, образующихся при возникновении в расплаве кавитации, которые разрушают растущие кристаллы карбидов. Формирующиеся обломки карбидов переносятся акустическими потоками по фронту кристаллизации и служат дополнительными центрами кристаллизации. Зарождению упрочняющих фаз на этих обломках в расплаве может способствовать пониженное под воздействием УЗК поверхностное натяжение на межфазных границах.Изменение кинетики кристаллизации наплавленного сплава под воздействием акустической обработки приводит к росту на 25 % объемной доли аустенита (рис. 4), при этом содержание карбидов MexCy пропорционально снижается, а содержание дисперсных карбидов (Ti,Nb,Mo)xСy и Mo2C изменяется незначительно.

Изменение объемной доли структурных составляющих в наплавленном сплаве сопровождается перераспределением между ними легирующих элементов (рис. 5), что влияет на их механические свойства. Установлено, что содержание молибдена в аустените снижается в 2 раза, а содержание хрома, наоборот, увеличивается на 20 %, что может способствовать повышению жаропрочности матрицы сплава. Это сопровождается пропорциональным падением доли хрома в карбидах MexCy и ростом содержания в них железа, марганца и молибдена, что может снижать их микротвердость. Содержание молибдена в карбидах (Ti,Nb,Mo)xСy сокращается практически в 5 раз, а соотношение в них Ti/Nb (в ат. %) увеличивается с 1,05 до 1,2, что, согласно [29], может способствовать повышению микротвердости данных карбидов.

Установлено, что структурные изменения в наплавленном покрытии, происходящие под воздействием УЗК, не оказывают влияния на его твердость, но обусловливают повышение в среднем на 18 % его стойкости к высокотемпературному газоабразивному изнашиванию (рис. 6). При этом износостойкость экспериментального сплава 280Х14Г6Н6М3Т2Б2, модифицированного воздействием УЗК, на 26 % превосходит показатель более легированного зарубежного промышленного аналога 600Х23Б7М7С2В2Ф (ESAB). Высокая износостойкость разработанного покрытия обусловлена формированием в нем композиционной структуры, сочетающей прочную и пластичную матрицу из никель-марганцовистого аустенита, легированного хромом и молибденом, а также упрочняющую фазу в виде пластинчатых карбидов MexCy и высокотвердых дисперсных карбидов (Ti,Nb,Mo)xCy и Мо2С.

Выявлено (рис. 7), что в результате воздействия высокотемпературного газоабразивного потока на поверхности покрытий формируется деформированный слой, идентифицируемый на сечениях изношенных образцов, полученных ионным травлением. Под ударами абразивных частиц происходит частичное разрушение крупных пластинчатых карбидов MexCy , что сопровождается появлением в них трещин, раскрывающихся в направлении воздействия газоабразивного потока (рис. 7, а–в). Мелкие и более прочные карбиды (Ti,Nb,Mo)xCy компактной формы смещаются вместе с матричным материалом без разрушения, ограничивая его пластическую деформацию и снижая скорость изнашивания покрытия. Основным механизмом изнашивания является, по всей видимости, выкрашивание относительно крупных осколков карбидов MexCy с последующим срезанием микрообъемов аустенита.

Изучение поперечного сечения изношенного покрытия, наплавленного с использованием УЗК, показало (рис. 7, г), что процессы интенсивной пластической деформации в сплаве распространяются на глубину около 10 мкм. Под воздействием абразивных частиц тонкие пластинки карбидов MexCy растрескиваются, а обломки смещаются в направлении удара. Вместе с тем прослойки твердого раствора демпфируют сдвиговые деформации, а пластическое течение аустенитной матрицы формирует вокруг образующихся обломков карбидов металлическую связку, снижая возможность их выкрашивания. Вероятно, этому также способствует увеличение объема аустенита в структуре модифицированного покрытия, а также повышение его жаропрочности в результате увеличения содержания хрома.

Выводы

1. Установлено, что ультразвуковая обработка сварочной ванны в процессе электродуговой наплавки влияет на процессы кристаллизации износостойкого покрытия, способствуя уменьшению объемной доли и измельчению первичных и эвтектических карбидов типа MexCy , увеличению на 25 % объема аустенитной матрицы, а также появлению в структуре карбидов (Ti,Mo)xCy и TiC. Это сопровождается перераспределением легирующих элементов между упрочняющими фазами и аустенитом, что влияет на их механические свойства. Содержание хрома в аустените повышается на 20 %, а в карбидах MexCy – снижается, при этом концентрации молибдена и марганца в аустените уменьшаются, а в карбидах MexCy , наоборот, растут. Наряду с этим в карбидах (Ti,Nb,Mo)xCy увеличивается содержание титана, а молибдена – многократно снижается.

2. Структурные изменения в покрытии, протекающие под воздействием УЗК, обусловливают повышение на 18 % его стойкости к газоабразивному изнашиванию при температуре 600 °С, которая превышает показатели зарубежных промышленных аналогов. Это объясняется формированием тонкопластинчатой карбидной эвтектики, упрочненной высокотвердыми карбидами (Ti,Nb,Mo)xCy , которая сдерживает интенсивную пластическую деформации сплава в процессе изнашивания, ограничивая ее глубиной 10 мкм. При этом негативный эффект от растрескивания карбидов MexCy под ударами абразивных частиц нивелируется увеличением объема и жаропрочности аустенита, пластическое течение которого образует вокруг обломков карбидов металлическую связку, снижающую вероятность их выкрашивания.