CC BY
13
2. Предложенный режим закалки может быть использован в технологии износостойкой наплавки деталей различного назначения.
Источник финансирования. Благодарности
Работа выполнена за счет гранта Российского научного фонда (проект №17-19-01224).
Список литературы
1. Рябцев И. А. Наплавка деталей машин и механизмов. Киев: Екотехнолопя, 2004. 159 с.
2. Юзвенко Ю. А., Кирелюк Г. А. Наплавка порошковой проволокой. М.: Машиностроение. 1975. 45 с.
3. Коротков В. А. Исследование свойств высоколегированных наплавок // Сварочное производство. 1997. № 10. С. 30-32.
4. Степин В. С. Современные наплавочные материалы для уплотнительных поверхностей арматуры АЭС и ТЭС / В. С. Степин [и др.]. // Арматуростроение. 2006. № 2. С. 55-56.
5. Лякишев Н. П., Плинер Ю. Л., Лаппо С. И. Боросодержащие стали и сплавы. М.: Металлургия, 1986. 192 с.
6. Арнаутова М. Б., Бекетов А. Р., Арнаутов Б. В., Ожегов В. В. Влияние бора на структуру и свойства литой аустенитной стали 25Х8Г8Т // Литейное производство. 2007. № 5. С. 38-42.
7. Raghavan V. B - Cr - Fe - Ti (Boron - Chromium - Iron - Titanium) // Journal of Phase Equlibria. 2003. V. 24, no 5. P. 459-460.
8. Zhong L., Xiang C., Yan-xiang L., Kai-hua H. High boron iron-based alloy and its modification // J. of Iron and Steel Research, International. 2009. V. 16, no 3. P. 37-42.
9. Артемьев А. А., Соколов Г. Н., Дубцов Ю. Н., Лысак В. И. Формирование композиционной структуры износостойкого наплавленного металла с боридным упрочнением // Известия высших учебных заведений. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2011. № 2. С. 44-48.
10. Eremin E. N. Using boride compounds in flux-cored wires for depositing maraging steel // Welding International. 2013. Vol. 27, no 2. P. 144-146.
11. Eremin E. N., Losev A. S., Borodikhin S. A., Ivlev K. Ye. Effect of the boride-nitride hardening on the structure and properties of chromium steel deposited with a flux-cored wire // Oil and Gas Engineering (0GE-2017) AIP Conf. Proc. 1876. 2017. P. 020071-1-020071-6. DOI: 10.1063/1.4998891.
12. Гольдштейн М. И., Грачев С. В., Векслер Ю. Г. Специальные стали. М.: МИСИС, 1999. 408 с.
13. Vach M., Kunikova T., Domankova M. [et al.]. Evolution of secondary phases in austenitic stainless steels during long term exposure at 600, 650 and 800 °C // Materials Characterization. 2008. V. 59. P. 1792-1798.
14. Villanueeva D. M. E., Junior F. С. Р., Plaut R. L., Padilha A. F. Comparative study on sigma phase precipitation of three types of stainless steels: austenitic, superferritic and duplex // Mater. Sci. Techol. 2006. Vol. 22. P. 1098-1104.
15. Pohl M., Storz O., Glogovski T. Effect of sigma-phase morphology on the properties of duplex stainless steels // Microsc. Microanal. 2005. Vol. 11. Suppl. 2. P. 230-231.
УДК 621.791.927
ВЫБОР РЕЖИМА ОТПУСКА ПОКРЫТИЙ, НАПЛАВЛЕННЫХ ВЫСОКОХРОМИСТОЙ ПОРОШКОВОЙ ПРОВОЛОКОЙ С КАРБИДНО-БОРИДНО-НИТРИДНЫМ ЛЕГИРОВАНИЕМ
SELECTION OF THE RELEASE MODE FOR DEPOSITED COATINGS BY HIGH-HROMIUM FLUX CORED WIRE WITH CARBIDE-BORIDE-NITRIDE ALLOYING
Е. Н. Еремин, А. С. Лосев, С. А. Бородихин, И. А. Пономарев, А. Е. Маталасова
Омский государственный технический университет, г. Омск, Россия
E. N. Eremin, A. S. Losev, S. A. Borodihin, I. A. Ponomarev, A. E. Matalasova
Omsk State Technical University, Omsk, Russia
Аннотация. Рассмотрено влияние режимов отпуска на структуру и свойства металла, наплавленного высокохромистой порошковой проволокой мартенситного класса с карбидо-боридно-нитридным легированием. Показано, что отпуск при температуре 800 °С обеспечивает твердость металла до приемлемых для механической обработки значений. В результате отпуска металла с боридами происходит распад структуры с образованием ферритной матрицы, количество эвтектики и частиц упрочняющих фаз
уменьшается, а их микротвердость снижается для матрицы до 358-438 HV, для эвтектики до 548-754 HV и упрочняющих фаз до 1071-1174 HV.
Ключевые слова: наплавка, порошковая проволока, боридные соединения, отпуск, феррит.
DOI: 10.25206/2310-9793-2018-6-2-181-186
I. Введение
Задача повышения работоспособности деталей машин и механизмов, работающих в условиях интенсивного изнашивания, несмотря на многочисленные исследования, до настоящего времени не имеет оптимального решения. Основным параметром, определяющим качество таких деталей, является их износостойкость. В то же время она зависит от материала изделия и режима термической обработки, т.е. является материаловедческой проблемой, решение которой для каждого конкретного материала имеет большое практическое значение. Все это относится и к наплавочным порошковым проволокам, применяемым для поверхностного упрочнения рабочих поверхностей деталей износостойкими сплавами. Среди них широкое распространение нашли хромистые проволоки, обеспечивающие получение металла покрытий с высокой прочностью и коррозионной стойкостью [1-5].
II. Постановка задачи
Исследованиями, проведенными в Омском государственном техническом университете, была показана эффективность применения в порошковых проволоках комплекса боридных соединений, обеспечивающих получение наплавленного металла мартенситного класса, имеющего повышенную износостойкость в коррозионной среде [6-9]. Однако металл покрытий, полученный наплавкой этими проволоками, имеет очень высокую твердость.
С целью перекристаллизации структуры, снижения твердости и уровня остаточных напряжений и обеспечения удовлетворительной технологичности металла таких покрытий при механической обработке режущим инструментом, необходимо провести его высокотемпературный отпуск. В то же время режимы отпуска и его влияние на структуру и свойства покрытий наплавленных комплекснолегированными хромистыми порошковыми проволоками в полной мере не исследованы.
Поэтому в работе поставлена задача определения оптимальной температуры отпуска и исследования его влияния на металл покрытий на основе мартенситной хромистой стали, легированных комплексом боридных соединений.
III. Теория
В работе исследовали влияние режимов отпуска на дюрометрические свойства, микроструктуру и фазовый состав металла покрытий, наплавленных высокохромистой порошковой проволокой, легированной комплексном B4C + BN + TiB2 + ZrB2. В качестве оболочки порошковой проволоки использовали стальную ленту марки 08кп размером 15*0,8 мм по ГОСТу 503-81 с коэффициентом заполнения 0,34.
Наплавку осуществляли на пластины из стали Ст3 размером 200*50*10 мм опытной порошковой проволокой диаметром 2,4 мм в аргоне в четыре слоя.
Металлографические исследования наплавленного металла проводили на оптическом микроскопе AXIO Observer A1m (Carl Zeiss). Микроструктура выявлялась химическим травлением в реактиве состава: CuSO4 - 4 г; HCl - 20 мл; H2O - 20 мл.
Дюрометрические исследования проводили на образцах из металла после наплавки и отпуска c помощью твердомера ТК-2 по методу Роквелла и микротвердомера Shimadzu HMV-2 по методу Виккерса. Микротвердость измеряли по поперечному сечению покрытия, начиная с основного металла с шагом 0,2 мм.
Электронно-микроскопические исследования проводили на растровом электронном микроскопе JEOL JSM-6610-LV с приставкой Inca-350 энергодисперсионного анализа (ЭДА).
Исследовался металл в состояниях после наплавки и отпуска.
IV. Результаты экспериментов и обсуждение
Наплавленный металл покрытия с боридами после наплавки имеет сложную композиционную структуру с мартенситной матрицей, большим количеством эвтектики и частиц упрочняющих фаз, в том числе, по-видимому, с-фазы [10, 11].
Результаты исследования микротвердости структурных составляющих такого наплавленного металла приведены в табл. 1.
ТАБЛИЦА 1
МИКРОТВЕРДОСТЬ ИУ0,01* И ИУ0,05 СТРУКТУРНЫХ СОСТАВЛЯЮЩИХ МЕТАЛЛА
С БОРИДАМИ ПОСЛЕ НАПЛАВКИ
№ укола 1 2 3 4 5 6 7* 8 9 10 11* 12
НУ 978 587 540 552 575 546 1342 521 593 874 1262 829
Из представленных результатов видно, что микротвердость структурных составляющих металла после наплавки составляет для матрицы 521-593 HV, эвтектики 829-978 HV и упрочняющих фаз 1262-1342 ИУ.
Твердость такого металла достигает максимального значения в 58 HRC.
Отпуск проводили при температурах 600, 700 и 800 °С, рекомендуемых для этого класса сталей, с выдержкой в течение 2 ч [12]. Результаты измерения микротвердости по поперечному сечению металла покрытия после отпуска на выбранных режимах приведены рис. 1. Там же приведено распределение микротвердости в металле покрытия после наплавки.
НУ 950
350
250
.у ...
/ \ ф 1_ / \ 4 ^ / — ч N
_ч ■л / \ —. / / \ ✓ * V
А Ч ✓ " > / \ ✓ ' У V •ы \ ' ч
-2 -1.6 -1,2 -0.8 -0,4 0 0.4 0.8 1Д 1,6 2 2,4 — после наплавки
ЗД 3,6 4 4,4 4,8 5,2 5,6 6 6,4 6,8 7,2 7,6 8 • отпуск 600 °С - - отпуск 700 °С - • отпуск 800 °С
92 9,6 10 мм
Рис. 1. Распределение микротвердости по поперечному сечению комплекснолегированного
покрытия после наплавки и отпуска
В металле такого покрытия, легированного комплексом боридных соединений, микротвердость по поперечному сечению после наплавки изменяется в пределах 600-850 HV (рис. 1). Видно, что после отпуска как при 600 °С, так и при 700 °С микротвердость имеет довольно высокие значения в пределах 500-800 НУ Отпуск при 800 °С существенно снижает микротвердость до 250-450 НУ хотя и наблюдаются структурные составляющие с более высокими значениями микротвердости.
В микроструктуре металла покрытия с боридами после отпуска при температуре 800 °С наблюдается распад структурных составляющих (рис. 2). В то же время, количество боридной эвтектики и упрочняющих фаз уменьшилось, а их размер увеличился.
Рис. 2. Микроструктура металла покрытия и области замеров микротвердости структурных составляющих металла с боридами после отпуска 800 °С - 2 ч
Микротвердости структурных составляющих наплавленного металла после отпуска при температуре 800 °С исследуемых покрытий существенно изменились (табл. 2).
ТАБЛИЦА2
МИКРОТВЕРДОСТЬ HVo.oi* И HV0,05 СТРУКТУРНЫХ СОСТАВЛЯЮЩИХ МЕТАЛЛА С БОРИДАМИ ПОСЛЕ ОТПУСКА 800 °С - 2Ч
№ укола 1 2 3 4 5* 6* 7 8 9* 10* 11 12
HV 358 496 548 420 754 1144 486 358 1071 458 520 387
Как видно, микротвердость структурных составляющих металла с боридами после отпуска значительно снизилась по сравнению с таковым после наплавки (см. табл. 1). Микротвердость матрицы снизилась с 521-593 HV до 358-438 HV, эвтектики - с 829-987 HV до 548-754 HV, а упрочняющих фаз - с 1262-1342 HV до 1071-1144 HV.
Таким образом, для снижения твердости наплавленного металла исследуемых покрытий можно рекомендовать температуру отпуска в 800 °С.
После такого отпуска общая твердость распределена равномерно по сечению покрытия легированного бо-ридными соединениями в пределах 32-37 HRC. Такая твердость металла позволяет осуществлять его механическую обработку режущим инструментом.
Результаты просвечивающей электронной микроскопии тонкой структуры такого металла после отпуска приведены на рис. 3. Установлено, что в процессе отпуска произошло частичное а-у-а - превращение. Реечная структура мартенсита в значительной степени исчезает уже на ранних стадиях отпуска. Основу структуры составляет феррит. На фоне светлых участков феррита наблюдаются частицы карбидов хрома типа Ме23С6, Ме6С. Средний размер выделений составляет около 0,1 мкм при минимальном расстоянии между частицами 0,5-0,8 мкм. На электронограмме присутствуют рефлексы а-фазы нескольких ориентировок с осями зон [111], [113] и [311] и рефлексы карбидов хрома Сг23С6. Это свидетельствует о том, что легированный цементит (Fe, Сг)3С переходит в специальный карбид.
б)
в)
Рис. 3. Микроструктура металла, наплавленного порошковой проволокой после отпуска 800 °С: а) тонкая структура (х18000); б) выделившиеся фазы (х10000); в) микродифракция с выделений
При больших увеличениях так же наблюдаются обширные выделения с-фазы и других упрочняющих фаз.
Таким образом, в результате отпуска металла с боридами происходит распад структуры с образованием ферритной матрицы, количество эвтектики и частиц упрочняющих фаз уменьшается, а их микротвердость снижается для матрицы до 358-438 HV, для эвтектики до 548-754 HV и упрочняющих фаз до 1071-1174 HV.
V. Выводы и заключение
Оптимальным режимом отпуска наплавленных покрытий на основе хромистой стали с карбидно-боридно-нитридным легированием является температура 800 °С с выдержкой 2 часа обеспечивающий твердость до приемлемых для механической обработки значений в пределах 32-37 HRC. Это обусловлено образованием фер-ритной матрицы, уменьшением количества эвтектики и упрочняющих фаз и снижением значений их микротвердости.
Источник финансирования. Благодарности
Работа выполнена за счет гранта Российского научного фонда (проект №17-19-01224).
Список литературы
1. Наплавочные материалы стран-членов СЭВ. Каталог. Киев; М.: ВИНИТИ, 1979. 619 с.
2. Юзвенко Ю. А., Кирелюк Г. А. Наплавка порошковой проволокой. М.: Машиностроение. 1975. 45 с.
3. Коротков В. А. Исследование свойств высоколегированных наплавок // Сварочное производство. 1997. № 10. С. 30-32.
4. Артемьев А. А., Соколов Г. Н., Дубцов Ю. Н., Лысак В. И. Формирование композиционной структуры износостойкого наплавленного металла с боридным упрочнением // Известия высших учебных заведений. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2011. № 2. С. 44-48.
5. Соколов Г. Н., Артемьев А. А., Дубцов Ю. Н., Еремин Е. Н., Литвиненко-Арьков В. Б., Лосев А. С. Влияние азота и частиц карбонитрида титана на структуру и свойства металла системы Fe-C-Cr-Ni-Mo, наплавленного порошковой проволокой // Омский научный вестник. 2018. № 2 (158). С. 15-19.
6. Eremin E. N. Using boride compounds in flux-cored wires for depositing maraging steel // Welding International. 2013. Vol. 27, no 2. P. 144-146.
7. Yeremin, Ye. N., Losev A. S. Mechanical properties and thermal stability of a maraging steel with borides, deposited with a flux-cored wire // Welding International. 2014. Vol. 28, no 6. P. 465-468.
8. Eremin E. N., Losev A. S., Borodikhin S. A., Ivlev K. Ye. Effect of the boride-nitride hardening on the structure and properties of chromium steel deposited with a flux-cored wire //Oil and Gas Engineering (0GE-2017) AIP Conf. Proc. 2017. Vol. 1876. P. 020071-1-020071-6. DOI: 10.1063/1.4998891.
9. Лосев А. С., Еремин Е. Н., Филиппов Ю. О. Исследование влияния боридов на упрочнение мартенситно -стареющей стали // Омский научный вестник. 2010. № 2 (90). С. 131-134.
10. Tang X. Sigma phase characterization in AISI 316 stainless steel // Microsc. Microanal. 2005. Vol. 11. Supl. 2. P. 78-79.
11. Gupta A., Principi G., Paolucci G.M., Gauzzi F. Iron sites in the Fe-Cr ordered sigma phase // Hyperfine Interactions. 1990. Vol. 54. P. 805-810.
12. Гольдштейн М. И., Грачев С. В., Векслер Ю. Г. Специальные стали. М.: МИСИС, 1999. 408 с.
УДК: 538.915:538.975
МОДИФИЦИРОВАНИЕ УГЛЕРОДНЫХ НАНОТРУБОК ИОННЫМ ПУЧКОМ АРГОНА MODIFICATION OF CARBON NANOTUBES BY AN ION BEAM OF ARGON
К. Е. Ивлев1, С. Н. Несов1, П. М. Корусенко1, С. Н. Поворознюк1'2, В. В. Болотов1
'Омский научный центр Сибирского отделения РАН, г. Омск, Россия 2Омский государственный технический университет, г. Омск, Россия
K. E. Ivlev1, S. N. Nesov1, P. M. Korusenko1, S. N. Povoroznyuk1,2, V. V. Bolotov1
'Omsk Scientific Center of Siberian Branch of Russian Academy of Sciences, Omsk, Russia 2Omsk State Technical University, Omsk, Russia
Аннотация. Методами сканирующей электронной микроскопии, рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии и рентгеновской спектроскопии поглощения изучено влияние пучка ионов аргона с энергией 5 ^V и различным флюенсом на морфологию, структуру и химическое состояние многостенных углеродных нанотрубок (МУНТ). Получена информация о типах и количестве функциональных групп, формируемых на внешних стенках МУНТ в зависимости от флюенса пучка. Продемонстрирована перспективность применения ионно-пучкового воздействия для повышения химической активности и изменения электронных свойств внешних стенок МУНТ.
Ключевые слова: многостенные углеродные нанотрубки, ионное облучение, структурные дефекты, функциональные группы, химическое состояние.
DOI: 10.25206/2310-9793-2018-6-2-186-190
I. Введение
В настоящее время высокий интерес в области материаловедения вызывает разработка новых материалов на основе многостенных углеродных нанотрубок (МУНТ), в том числе композитов МУНТ с металлами и полимерами [1]. МУНТ обладают высокими механическими свойствами, низким сопротивлением и высокой теплопроводностью, а также высокой удельной площадью поверхности, что обеспечивает повышенные характеристики композитов на их основе. Однако МУНТ, получаемые в промышленности и лабораторных условиях, являются химически инертными, что может приводить к ухудшению эксплуатационных характеристик материалов на их основе, в силу слабого взаимодействия между компонентами композитов. Повышение химической активности поверхности МУНТ чаще всего достигается с помощью предварительной функционализации углеродных нано-трубок с применением методов, основанных на обработках в различных агрессивных средах (в кислотах (H2SO4, HCl) и их смесях) за счет формирования структурных дефектов и присоединения различных функциональных групп [2]. Другим способом увеличения активности поверхности МУНТ является введение различных структурных дефектов (вакансий, вакансионных кластеров, адатомов и т.д.) с применением пучков заряженных частиц [3, 4]. При этом ионное облучение, как правило, реализуется в условиях вакуума, что обеспечивает высокую чистоту процесса, является более контролируемым и исключает дополнительные манипуляции (промывку в дистиллированной воде для удаления остатков окислителей, сушку и др.).
В данной работе с применением методов сканирующей электронной микроскопии (СЭМ), рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) и спектроскопии рентгеновского поглощения (XANES - X-ray Absorption Near Edge Spectroscopy) проведено исследование изменения морфологии, локальной атомной структуры и химического состояния поверхности МУНТ вследствие воздействия ионных пучков аргона и гелия различной энергии и дозы.
