Порошковое материаловедение. Часть 2

Фазовые превращения в переходной зоне. В ходе термо-

силового воздействия двухфазной высокотемпературной струи и напыляемых частиц в тонком приповерхностном слое основы из аллотропических материалов могут протекать полиморфные превращения. Ввиду высокой скорости охлаждения контактной зоны в материале основы возможно фиксирование лабильных структур (пересыщенных твердых растворов), которые под воздействием тепла струи могут претерпевать дальнейшие превращения. Протекающие при этом процессы очень сильно напоминают фазо- и структурообразование при лазерном термическом модифицировании материалов из твердой фазы ввиду высокой плотности теплового потока от частицы к основе (до 104 Вт/см2 [47]). Следовательно, образующуюся в ходе напыления зону фазовых и структурных изменений по аналогии с работами [57, 58] можно называть зоной термического влияния (ЗТВ). Необходимо указать, что впервые образование ЗТВ при плазменном напылении молибдена наблюдалось, по-видимому, в работе [59], однако до настоящего времени отсутствует теоретический анализ этой задачи, в ходе которого следует учесть специфические особенности порошковых материалов.

Очевидно, особенностью термического цикла при напылении частицы на сталь является отсутствие выдержки микрообъемов приповерхностного материала основы при постоянной температуре: за подъемом температуры следует быстрое охлаждение. При этом на этапе нагрева идет формирование аустенитной структуры, а затем на этапе охлаждения – превращение ее в мартенсит или бейнитотрооститные структуры. Следовательно, образование аустенита протекает неизотермически, причем в различных микрообъемах ЭТВ реализуются разные стадии аустенитизации. Интервалы нагрева на схеме термического цикла делятся следующим обра-

зом: до Acнач1 – отсутствие α→γ-превращения, распад нерав-

341

ELIB.PSTU.RU

новесных структур; Acнач1 – Acкон1 – различные стадии α→γ-пре- вращения в перлите; Acкон1 – Aс8 , Аст – превращение избыточного феррита или растворение избыточного цементита; Aс3 , Аст –Tгом – гомогенизация аустенита; Tгом –Tc – нагрев гомо-

генного аустенита (стадии плавления можно опустить как незначащие в процессах ГТН). Если предположить [57], что в перлитной стали зародыши аустенита возникают на поверхности раздела феррит – цементит в перлите, то кинетика аустенитизации контролируется скоростью роста кристаллов аустенита в условиях неизотермического нагрева. Наиболее оправдан анализ диффузионной модели роста аустенита, согласно которой скорость его контролируется скоростью диффузии углерода от границы цементит – аустенит к границе аустенит – феррит. При этом концентрация углерода в аустените неоднородна и определяется из диаграммы состояния Fе – Fе3С по линиям GS и SЕ.

В условиях скоростного нагрева от начальной температуры T02 до точки Ac1 феррит не успевает насыщаться угле-

родом до концентрации точки P диаграммы и имеет концентрацию углерода, близкую к 0,006 мас. %. Следовательно, можно полагать Сф = 0,006 % ~ 0, Сц = 6,67 %. С момента встречи границ начинается процесс выравнивания концентрации углерода по объему зерна аустенита.

Для расчета процесса аустенитизации углеродистых порошковых сталей при напылении покрытий учитывали диффузионный механизм, определяемый прежде всего температурой. Расчет температур осуществляли численным решением дифференциального уравнения теплопроводности с учетом кристаллизации частицы. Предполагая справедливость теории кристаллизационного процесса диффузионного типа Маркина – Колмогорова [60] для определения доли аустенита, образовавшегося за время t, имеем соотношение:

342

ELIB.PSTU.RU

где N – скорость появления зародышей аустенита; G – линейная скорость роста сферических зерен.

На основе решения одномерной задачи диффузии углерода в работе [61] получено выражение для изотермической аустенитизации в предположении роста G и N пропорционально квадрату температуры T:

где D – коэффициент диффузии углерода в аустените; T – температура перегрева последнего; K – угловой коэффициент, K = 230 °С; 2AO – расстояние между перлитными пластинками.

Аналогичное уравнение более общего вида представлено в работе [57]. Экспериментальные данные приведены в работе [60] для времен 3–100 с, предполагается их справед-

ливость при экстраполяции в область скоростей нагрева до

108 К/с.

Аустенитизацию основы оценивали по выражению (250) и рассчитывали на каждом временном шаге. Установлено, что увеличение температуры подогрева от 300 до 800 К приводит к монотонному росту аустенитного слоя от 11 до 60 мкм. Однако экспериментальные данные показывают, что с увеличением температуры оказываются возможно сначала мартенситное, а затем и бейнитное превращение, что приводит к исчезновению ЗТВ в материале при 400...500 °С (рис. 128).

Модель позволяет проанализировать влияние толщины молибденовой кристаллизующейся частицы на ширину образующейся аустенитной зоны. Установлено, что увеличение толщины частицы от 5 до 40 мкм приводит к росту толщины аустенитной зоны от 2 до 22 мкм. Учет влияния пористости

343

ELIB.PSTU.RU

(0–20 %) на аустенитизацию посредством перенормировки теплофизических свойств позволяет увеличить глубину аустенитной зоны от 9 до 13 мкм. Наиболее значимо влияние состояния частицы. При напылении пластичных частиц глубина аустенитной зоны вдвое меньше, чем при напылении расплавленных (рис. 129).

Tp = 2874 К, П = 10 %, основа СП80-2

Результаты металлографического анализа свидетельствуют, что появление ЗТВ связано с методом нанесения покрытия, видом напыляемого материала и содержанием углерода (и легирующих элементов) в основе. При электродуговом (ЭДМ) напылении алюминия, плазменном напылении (ПН) бронзы БрОФ-10 не зафиксировано появление ЗТВ. В противоположность этому при ЭДМ молибдена и ПН термореагирующего порошка ПТЮ5Н зона структурных изменений отчетливо фиксируется (рис. 130, а). Особенностью переходной зоны в доэвтектоидных порошковых сталях является измельчение зерна в локальных участках на глубине

344

ELIB.PSTU.RU

Таблица 61

Изменение микротвердости переходной зоны порошковых сталей при напылении покрытий

В противоположность порошковым литые стали менее склонны к образованию ЗТВ в условиях напыления ввиду меньшей их склонности к образованию и распаду зерна аустенита. В табл. 62 представлены данные микродюрометрического анализа переходной зоны литых сталей при напылении покрытий из Мо и ПТЮ5Н. При анализе табл. 61 и 62 возникает вопрос о возможности упрочнения по механизму пластического деформирования (наклепа) в ходе предварительной струйно-абразивной обработки (САО) поверхности.

Рентгенографическими исследованиями влияния исходной структуры поверхности порошковых сталей на полуширину B220 , B110 линий и их изменение в ходе САО (установки

ДРОН-ЗМ, λ-Со-излучение) установлено, что наибольший вклад в уширение линий вносят микронапряжения, интенсивность которых зависит от содержания углерода в образцах (табл. 63). Наиболее значимо уширение линий в стали СП20-2

346

ELIB.PSTU.RU

Таблица 62

Микротвердость переходной зоны литых сталей при напылении покрытий

Таблица 63

Ширина рентгеновских линий порошковых сталей с различным содержанием углерода

(содержание углерода 0,2 мас. %), наименее – в стали СП80-2 (0,8 мас. %). Таким образом, упрочнение поверхности ферритных сталей объясняется как измельчением зерна в ходе а↔γ-превращений, так и механическим наклепом в ходе

347

ELIB.PSTU.RU

САО, а перлитных – фазовыми превращениями. Необходимо указать, что в ходе термического цикла механический наклеп частично снимается и достигаемое упрочнение осуществляется за счет фазовых и структурных превращений материала основы.

Для исследования влияния легирующих элементов на фазо- и структурообразование в ЗТВ напыляли молибден (ЭДМ) на стали трех классов: аустенитные (СПХ18Н9Т-2), мартенситные (СП8ОХ5-2 СПХ5-2), ферритные (СП40Н-2). Электродуговую металлизацию осуществляли двумя способами: в один проход (однослойное покрытие), непрерывной металлизацией до толщины покрытия 400–600 мкм (многослойное покрытие). Установлено, что при напылении однослойного покрытия на мартенситные стали в переходной зоне образуются осветленные (после травления 3%-ным раствором НNО3) участки с закалочной микротвердостью 800–

1100 НV0,05, толщиной от 15 до 80 мкм в локальных участках

(см. рис. 130, в).

В ходе напыления многослойных покрытий толщина ЗТВ уменьшается. При напылении покрытий на стали аустенитного и ферритного классов ЗТВ не фиксируется, переходная зона глубиной 10–15 мкм характеризуется измельчением исходного зерна. Данные микродюрометрического анализа подтверждают существенное влияние легирующих на характеристики ЗТВ (табл. 64).

Таблица 64

Микротвердость переходной зоны легированных порошковых сталей при напылении покрытий

348

ELIB.PSTU.RU

Таким образом, влияние легирующих наиболее существенно при напылении молибдена на углеродистые стали мартенситного класса ввиду снижения мартенситной точки. При этом углерод наиболее значительно влияет на микроструктуру и микротвердость ЗТВ (рис. 131).

Ввиду того, что α↔γ- превращения протекают в неизотермических условиях, структура ЗТВ существенно неоднородна, о чем свидетельствует разброс экспери-

ментальных данных по микротвердости. Фазовый анализ ЗТВ, проведенный методом послойного снятия покрытия на дифрактометре ДРОН-ЗМ в Со-Ка-излучении, указывает на наличие остаточного аустенита (γ-Fе), исходного феррита (αи-Fе) и феррита в продуктах γ→α-превращений (αр-Fе). Согласно данным послойного РФА (табл. 65), наличие остаточного аустенита в сталях мартенситного класса, а также продуктов его распада должно существенно повлиять на свойства формирующегося покрытия. Сделанное предположение обосновано возможностью появления фазовых напряжений в переходной зоне, т.е. напряжений, связанных с фазовыми α↔γ-превращениями. Фазовые напряжения вносят вклад в эпюру остаточных напряжений и в конечном счете влияют на прочность сцепления покрытия с основой. При этом следует учитывать также определенное воздействие температуры спонтанного разогрева поверхности основы двухфазной струей.

349

ELIB.PSTU.RU

Таблица 65

Фазовый состав переходной зоны порошковых сталей при напылении молибдена

Проведено исследование характеристик тонкой структуры молибденовых покрытий, напыленных в один проход ЭДМ на основу из порошковых сталей. Расчет размеров блоков D и величины микроискажений ∆αα осуществлен ме-

тодом аппроксимации на ПЭВМ. Для исследований выбраны линии (110) и (310) молибдена (ДРОН-ЗМ, Со-Ка-излучение, эталон из литого молибдена, отожженный в течение 1 ч в вакууме при 1200 °С). Результаты исследования D и ∆αα

представлены в табл. 66. Для сравнения там же приведены значения микротвердости переходной зоны и прочности сцепления покрытий с основой, определенной по модифициро-

Таблица 66

Влияние материала на тонкую структуру и свойства молибденовых покрытий

350

ELIB.PSTU.RU