Многоэлектродная наплавка

Особенности структуры наплавленного металла

Способы легирования наплавленного металла с по­мощью шихты, насыпаемой на поверхность изделия или вносимой в* слой флюса, позволяют получать самый дешевый наплавленный металл. При этом упрощается подготовка материала, не требуется организация спе­циальных производств за исключением размола или грануляции исходных материалов в крупку с размером гранул 0,15—0,4 мм.

Однако в современном машиностроении и ремонт­ном производстве эти способы, к сожалению* еще не­достаточно распространены. Одна из причин тому — отсутствие необходимых сведений о качестве получае­мого металла.

Качество наплавленного металла определяется структурой, степенью легирования и однородностью химического состава.

Степень легирования при использовании насыпной шихты высокая и составляет 50—55 % массы наплав­ленного металла. Однородность химического состава находится в более узких пределах, чем у таких же сплавов, полученных металлургическим путем. Струк­тура наплавленного металла тесно связана со сте­пенью легирования и однородностью химического со­става и может быть рассмотрена на примере сплавов: У55Х12Г10С, У40Х25Г2СНЗ, У45X25, У35Х25Г2СЗР2. Эти сплавы хорошо зарекомендовали себя при наплавке быстроизнашивающихся деталей, работающих в абра­зивных средах. Они относятся к сложным многокомпо­нентным системам. Опубликованные материалы об исследованиях тройных систем Fe—Сг—С позволяют высказать некоторые суждения о важнейших фазах этих сплавов, их взаимодействии и условиях образова­ния. Хром является в этой системе не только мощным карбидообразующим элементом, но и способствует образованию ферри і а. Ясно, что образование послед­него нежелательно, поэтому в сплавы добавляют никель и марганец.

Ь данной систем^ образуются следующие карбиды: Сг2зС6 — кубическии карбид хрома, в котором может растворяться 10—25% Fe, Ci7C3 — тригональный кар* бид хрома, в котором может быть растворено 30— 50 % Fe (при этом, как установили Б. А. Мовчан и JL А. Поздняк, с увеличением количества растворен­ного железа микротвердость тригонального карбида снижается); Fe3C — карбид цемеититного типа, в кото­ром растворяется до 20 % Сг.

Отличительной чертой строения карбидов хрома яв­ляется то, что атомы углерода в них образуют обособ­ленные структурные элементы-цепи, которые сущест­венно затрудняют деформирование кристаллической решетки. Важное свойство карбидов хрома — также способность растворять некоторые легирующие эле­менты, в результате чего свойства их могут в известных пределах изменяться.

Марганец и никель — основные компоненты твер­дою раствора в указанных системал косвенно влияют на карбидообразование. Они в противоположность хрому расширяют у-область и снижают температуру фазовых превращений. Содержание в железоуглероди­стых легированных хромом сплавах до 2,5 % Мп не оказывает влияния на структуру. Содержание до 5 % Мп и выше переводит зернистые карбиды в грубо­игольчатые. Твердость и хрупкость сплавов растут, первичные карбиды измельчаются.

Наши исследования, выполненные совместно с Е. JI. Шейнманом, показали, что в высокоуглероди­стых сплавах очень важное значение приобретает со­держание углерода. Его количественные изменения приводят к серьезным качественным изменениям свойств сплавов. Так, в сплавах железа, хрома, мар­ганца повышение содержания углерода до 4,5 % дает плавное и незначительное (примерно до 30%) увели­чение износостойкости. Повышение содержания угле-

рода в таких сплавах до 5 % и выше приводит к рез­кому (примерно в 2 раза) скачку износостойкости.

Среди известных способов широкослойной наплавки найдется мало способов, с помощью которых можно было бы получить в наплавленном слое содержание углерода, близкое к 5%, а уже тем белее превышаю­щее этот рубеж. Между тем многоэлектродная наплав­ка в сочетании со способом легирования через насып­ную шихту позволяет легко и стабильно получать указанные сплавы в достаточно широком диапазоне параметров режима.

После многоэлектродной наплавки микроструктура наплавленного металла и зоны термического влияния имеют специфическое строение. На типичных микро­структурах рассматриваемых сплавов и зоны термиче­ского влияния (рис. 13) можно различить шесть зон: заэвтектическую, эвтектическую, доэвтектическую, гра­ничную полоску, зону цементации и микроструктуру упрочняемой детали (табл. 7).

Заэвтектическая зона в зависимости от химического состава сплава имеет некоторые особенности строения.

Легирование только хромом (сплав У45Х25) ведет к появлению крупных первичных карбидов шестигран­ной формы, расположенных в карбидной эвтектике (рис. 14). Микроструктура карбидной эвтектики, пока-

занная на рис. 15, состоит из карбидов и продуктов распада аустенита. Микротвердость карбидов II 000—12 900 МПа.

Основу эвтектики составляют продукты распада аустенита, имеющие неоднородное строение. По грани­цам карбидов участки зерен продуктов распгда окра­шены ь темный цвет и по строению напоминают эвтек - тоид. В центральной части зерна структура имеет снетло-серый цвет и слоистое строение, напоминающее скорее мартенсит. Объяснить это можно тем, что во время охлаждения сплава из остаточного аустенита выделя­ются избыточные карбиды. В зонах, прилегающих к эвтек­тическому карбиду, этот про­цесс идет более интенсивно благодаря близости мощного центра кристаллизации выде­ляющихся избыточных карби­дов эвтектического типа. В ре­зультате распад обедненного аустенита успевает завер­шиться в этой зоне при высо­ких температурах. В цент­ральных участках зерна рас­пад аустенита протекает мед-

лрннрр ил чя птгл/тгтпи* «Рит Рис‘ 15* Микроструктура

леннее ИЬ-за отсутствия цент - карбидной эвтектики;

ров кристаллизации. Сравни - х!35С

Рис. 16 Микроструктура сплава У40Х25Г2СНЗ:

а — х200: б — Х600

тел»но высокая скорость охлаждения приводит к фик­сации остаточного аустенита, поэтому структура цент­ральных участков зерна состоит из вторичных карби­дов и аустенитг.

Присадка в сплав до 5 % Мп (сплав У45Х25Г6) не вносит заметных изменений ни в структуру, ни в мик­ротвердость структурных составляющих. Замена мар­ганца никелем при содержании до 3 % Ni (сплав У40Х25Г2СНЗ) снижает микротвердость первичных карбидов с 18500 до 15300 МПа, Эвтектоид вокруг пер­вичных карбидов частично заменяется аустенитом. Аустенит эвтектики становится более устойчивым (рис. 16). Видимо, никель способствует перераспределе­нию углерода между твердым раствором и карбидами, увеличивая его содержание в твердом растворе и умень­шая содержание в карбидах.

Для выяснения металлической основы микрострук­тур различных зон сплава У40Х25Г2СН5, установлен­ных металлографическим анализом, применяли послой­ный рені геноструктурный фазовый анализ образцов.

Присадка бора в сплав У35Х25Г2СЗР2 (рис. 17) вызывает измельчение структуры и снижение микрс твердости первичных карбидов (15300—14300 МПа) Вокруг первичных карбидов в отличие от сплава У45Х25 появляется смешанная эвтекюидно-аустенктнля оторочка. Это свидетельствует о том, что бор подобно никелю приводит к перераспределению углерода между твердыми раствором и карбидами. Такой вывод согла­суется с исследованиями Н. Д. Тютевой, где показано, что при всех скоростях охлаждения от 0,2 до 300° С/с

под влиянием бора наблюдается обеднение карбидов углеродом. В структуре сплава УЭ5Х25Г2СЗР2 наряду с карбидной эвтектикой появляются крупные включения эвтектоида.

Уменьшение количества хрома в сплаве до 6% и одновременное повышение содержания марганца до 5 % (сплав У35Х6Г5С2) приводит к уменьшению коли­чества первичных карбидов микротвердостью 18500 МПа, эвтектика становится грубой (рис. 18).

Повышение в таких сплавах содержания углерода с 3,5 % до 5,5 % действует аналогично увеличению хрома, т. е. вызывает увеличение количества первичных карбидов (рис. 19). Последнее обстоятельство сказы­вается на составе эвтектики, аустенит которой обед­няется легирующими элементами и распадается.

У всех рассматриваемых сплавов интересно строе­ние первичных карбидов, шестигранные иглы которых имеют в своей центральной части островки особого вещества.

Травление 5 %-ным раствором азотной кислоты и солянокислым раствором хлористого железа с много­кратным переполированием совместно с замером микро­твердости структур позволило установить, что данные

** А

включения представляют собой два вида структур: легированный аустенит и гфодукты его распада (рис. 20), которые в процессе полирования крошатся, образуя в центральной части карбида темные пустоты, и, наоборот, аустенит хорошо удерживается в теле карбида.

Такая особенность поведения включений позволяет утверждать, что сочетание карбида с аустенитом более удачное (с ючки зрения их взаимной связи), чем кар­бида с продуктами распада аустенита. Наличие аусте - нитной структуры внутри карбида благоприятнее, так как при одной и гой же твердости аустенит менее хру­пок и лучше связан с карбидом.

Рассматриваемые сплавы по строению эвтектиче­ской зоны можно разбить на две группы. Первая

группа — сплавы У40Х25Г2СНЗ, У45X25, У45Х25Г5, У35Х25Г2СЭР2, эвтектика которых состоит из мелко­зернистых скоплений с прослойками крупнозернистого строения. Структурный состав указанных разновидно­стей эвтектики: карбиды, незначительное количество

легированного аустенита и большое количество эвтек- тоида.

Вторая группа — сплавы У35Х6Г5С2, У55Х12Г10С,

строение эвтектической зоны которых отличается пре­обладанием грубой крупнозернистой эвтектики. Мелко­зернистые участки встречаются редко и малы по раз­мерам. Структурный состав эвтектики: карбиды, боль­шое количество остаточного аустенита и незначитель­ное количество ЗВТЄКТОИаЗ.

Как показал анализ, значительной разницы в микро - твердости эвтектик обеих групп сплавов нет. Однако, с точки зрения механических свойств, эвтектика второй группы, имея в своем составе большое количество вяз­кой аустенитной составляющей, должна быть лучше.

Изучение структур, приведенных на рис. 13, показы­вает, что в сплавах, богатых марганцем, доэвтектиче - ская зона просматривается плохо. В сплавах, бедных марганцем (до 5%), доэвтектическая зона ярко выра­жена и имеет большую протяженность.

Особый интерес вызывает светлая граничная по­лоска (рис. 21), которая для всех сплавов делится на две части. Верхняя, соприкасающаяся с наплавкой, представляет собой легированный аустениг с микро­твердостью 5120—5420 МПа. Нижняя, соприкасаю­щаяся с основным металлом, имеет структуру распада аустенита с микротвердостью 4800—5120 МПа. Микро­твердость частей полоски свидетельствует о высокой степени их легирования. На рис. 21 видно, что распад аустенита граничной полоски идет неравномерно по всей длине. В сплаве У40Х25Г2СНЗ есть участки, где граничная полоска насквозь состоит из структуры рас­пада. В сплаве У55Х12Г10С имеют место разрывы полоски эвтектикой.

Изучение зоны сплавления при малом увеличении (см. рис. 13) показывает, что такие явления наблю­даются на участках, бывших границами зерен основного металла. Это доказывает, что граничная полоска в про­цессе наплавки находится в твердом состоянии. Ибо только в этом случае возможны места с повышенной

и пониженной скоростью диффузии без изменения местоположения отдельных участков металла. Следо­вательно, граничная полоска — продукт диффузионных процессов и ее размерами можно управлять, изменяя скорости охлаждения. На рис. 13 видно, чго изменение микротвердости в зоне сплавления изучаемых сплавов идет довольно плавно. Структуры, резко отличающиеся по микроъвердосги, отсутствуют.

Это послужило основанием для предположений о том, что твердый сплав, наплавленный многоэлектрод ным способом, должен прочно удерживаться на детали. Забегая несколько вперед, укажем, что во время про­мышленных испытаний деталей, наплавленных много­электродным способом, отколов слоя твердого сплава не наблюдалось.