Порошковое материаловедение. Часть 2

коррозионную стойкость по истинному току коррозии (рассчитанному атомно-адсорбционным методом) и по скорости коррозии. Наиболее четко повышение стойкости по току и скорости коррозии фиксируется для СП20Х13.

Более детальные атомно-адсорбционный и микрорентгеноспектральный анализы обработанных излучением полированных образцов стали СП80Х5 после коррозионных испытаний свидетельствуют об отсутствии хрома в растворе

иего присутствии в зонах вблизи «язв». При этом с увеличением времени выдержки при постоянном потенциале до 80 мин установлено снижение тока коррозии на исходных модифицированных материалах.

Следует указать, что полной пассивации в исходных

имодифицированных материалах не наблюдается, так как расчетная толщина пленки оксида непрерывно возрастает (от 0,07–0,13 до 0,74–0,89 нм). Полученный результат объясняется тем, что ионы хлора встраиваются в оксидную пленку

инарушают ее сплошность.

На основе данных о химическом составе поверхности стали СП80Х5 установлено, что поверхность исходной и обработанной сталей характеризуется различным содержанием хрома. После коррозионных испытаний наблюдается неравномерное покрытие поверхности оксидом, при этом на всей поверхности фиксируется присутствие хрома, содержание которого в окрестностях «язв» значительно выше, чем на «бездефектной» поверхности.

Сопоставляя полученные данные, можно отметить, что природа «язв» в исходных сталях – тупиковые поры, которые вскрываются в ходе коррозии, при этом происходит растворение поверхности. Ввиду того, что появляется новая площадь поверхности, ток коррозии возрастает. В противоположность этому области вокруг «язв», образовавшихся в ходе коррозии после ЛТМ стали, являются зонами сегрегации хрома, вокруг которых содержатся фазы, обедненные хромом.

401

ELIB.PSTU.RU

В силу специфики лазерной обработки непрерывным излучением практически невозможно достичь гомогенного либо полностью гетерогенного состояния обрабатываемой поверхности. Увеличение процентного содержания хрома в порошковых сталях (до 25–30 %) также нецелесообразно из-за возрастания карбидообразования и получения микронеоднородной структуры. Лазерное легирование хромом из обмазок в присутствии жидкой фазы не обеспечивает требуемую однородность ввиду значительных термокапиллярных течений.

Таким образом, в исследованных условиях хромистые порошковые стали склонны к питтингообразованию. Однако, принимая во внимание то обстоятельство, что под тонким оксидным (пассивным) слоем находится чрезвычайно активный слой стали, можно предложить путь дальнейшего повышения коррозионной стойкости стали с использованием химического осаждения покрытий.

Самофлюсующиеся покрытия на порошковых сталях.

В экспериментах [25] материалами подложки и покрытия служили сталь П70-2 и самофлюсующийся сплав ПГ12Н-02 (ТУ-4602-156–82) как наиболее перспективные для получения упрочненных изделий. Порошковую сталь получали путем двухстороннего однократного прессования и спекания (в атмосфере водорода) образцов различного типоразмера из шихты технического железа марки ПЖРВ3.200 (ГОСТ 9889) и графита марки С1 при температуре 1200 °С и выдержке 2 ч. Плазменное нанесение покрытий толщиной 0,2–0,6 мм на предварительно отпескоструенную поверхность образцов производили с использованием штатного плазмотрона на ус-

ELIB.PSTU.RU

транспортирующего qAr ...................................................... 30,7

Расход азота в плазменной смеси QN , л/мин........35,8

Дистанция напыления L, мм................................... 70

Лазерную обработку материалов осуществляли на лазерном технологическом комплексе (ЛТК) ЛТ 1-2М СО2- лазером ЛТ1-2М и координатного стола, оснащенного системой ЧПУ «Луч-43» и специальным приспособлением для зажима образцов. Мощность генерируемого излучения длиной волны 10,6 мкм определяли измерителем РСИ 105-5. Предварительную фокусировку излучения на диаметр пятна d = = 2 мм проводили с помощью образцов–свидетелей. Фокусное расстояние линз 180 мм, расстояние от линзы до обрабатываемой поверхности 124 мм. Отдельные партии образцов обрабатывали в защитной атмосфере азота, подаваемого из газового насадка, с расходом 15 л/мин. Для снижения коэффициента отражения излучения на одну из партий образцов наносили поглощающее покрытие из спиртовой графитовой смеси толщиной 30–50 мкм. Для сопоставления полученных данных по изложенному методу с существующими одну из партий образцов оплавляли мощной пропано-кислородной горелкой с временем выдержки 1–3 с при температуре оплавления покрытий 1100 °С.

С учетом литературных данных основными технологическими факторами, определяющими формирование структуры и свойств композита, выбраны мощность лазерного излучения P, скорость подачи образцов v и толщина покрытия h. Коэффициент перекрытия дорожек фиксировали на уровне 0,3. Интервалы варьирования факторов выбрали априорно по результатам предварительных экспериментов и опираясь на имеющиеся данные.

Однако известно, что физическим критерием, обобщающим взаимное влияние параметров лазерной обработки на структуру и свойства материала, может служить энерговклад,

403

ELIB.PSTU.RU

определенный как отношение энергии E, приходящейся на единицу объема V материала:

Для обработки с использованием непрерывного лазерного излучения формулу (256) можно преобразовать с достаточной степенью точности:

где hs – толщина обрабатываемого слоя.

Если считать, что в ходе обработки параметры d и hs

не изменяются, т.е. отсутствуют флуктуации пространствен- но-временной структуры излучения, а структурная неоднородность основы не влияет на коэффициент отражения излучения от поверхности и контактную теплопроводность, то формулу (257) можно записать в следующем виде

так как произведение dhs = соnst по принятой модели. Объединив формулы (256) и (258), получим

где l – расстояние движения пятна нагрева на поверхности. Следовательно, обобщенным критерием лазерной обрабоки в этих условиях можно считать отношение энергии, приходящейся на единицу длины пути. Значения энерговклада, используемые в наших экспериментах, были следующие: при P, равном 1200; 700; 1200 и 700 Вт величина v составила 7,63; 7,63; 0,4 и 0,4 м/с, а значения ε – соответственно

13,1; 9,16; 300,0 и 175,0 кДж/м.

Следует отметить ограниченность применения критерия (259) для большой мощности излучения и толщины покрытия при малых скоростях перемещения. В этом случае геометрия

404

ELIB.PSTU.RU

иструктура поперечного сечения дорожки оплавления зависят от пространственно-временной структуры излучения, что подтверждает распределение микротвердости (рис. 153). Сопоставляя эти данные, можно отметить, что центр зоны оплавления характеризуется большей ее глубиной (1,5 раза)

иповышенной средней микротвердостью с анормальным распределением вблизи переходной зоны. Это связано, очевидно, с фазовыми превращениями в переходной зоне и будет детально проанализировано ниже.

а

б

Рис. 153. Общий вид поперечного сечения (а) и распределение микротвердости (б) дорожки

оплавления самофлюсующегося покрытия. ×200. h = 0,8 мм, P =1200 Вт, v = 0,8·10–2 м/с

Другое ограничение на критерий (259) накладывает то обстоятельство, что лишь часть падающей энергии поглоща-

405

ELIB.PSTU.RU

ется поверхностью покрытия. Проблема определения коэффициента поглощения излучения – одна из актуальных задач ЛТМ. Попытки аналитического расчета дают грубые (как правило, завышенные) значения коэффициента [26], поэтому для решения проблемы необходимо привлекать методы совместного вычислительного и физического экспериментов на модельных материалах, тем не менее являющихся основным компонентом композиционных материалов.

Исследовано влияние лазерного термического модифицирования плазменно-напыленных на порошковую сталь СП80-2 никелевых покрытий толщиной 0,5 мм с исходной пористостью 5 %. Диаметр пятна нагрева составил 0,4 мм, скорость подачи образцов варьировалась от 50 до 150 мм/мин, плотность теплового потока – от 60 до 200 МВт/м2.

Определены скорости охлаждения аустенита в температурном диапазоне его распада (менее 723 °С) численным методом решения двумерного уравнения теплопроводности, расчет неизотермической аустенитизации проведен в соответствии с методикой Гриднева – Ошкандерова [27]. Установлено, что при изменении плотности поглощенного теплового потока от 60 до 140 МВт/м2 скорость охлаждения снижается от 11 000 до 1500 К/с, причем существенное (до 2000 К/с) расхождение в центре и на периферии пятна нагрева наблюдается при плотности потока более 100 МВт/м2. Так как критическая скорость охлаждения порошковой стали лежит в пределах 300–500 К/с, прогнозируется мартенситная зона с большой долей остаточного аустенита. Увеличение скорости подачи образцов в 3 раза приводит к пропорциональному повышению скорости охлаждения. Необходимо указать, что плотность теплового потока более 140 МВт/м2 приводит к прогреву образца (размером 6×6×40 мм) выше точки начала мартенситного превращения.

Оценка влияния степени черноты материала на температуру поверхности дает несущественное (до 40 К) изменение

406

ELIB.PSTU.RU

температуры при вариации среднеинтегральной черноты от нуля до единицы. Таким образом, влиянием радиационного теплообмена на распределение температур можно пренебречь. Параметры зоны оплавления и аустенитизации при увеличении плотности поглощенного теплового потока и скорости подачи образцов изменяются следующим образом:

Анализ показывает, что параметры зоны аустенитизации всегда больше параметров зоны оплавления, а ширина ЗО при плотности поглощенного теплового потока более 100 МВт/м2 превышает диаметр луча, что объясняется процессами теплопроводности в материале покрытия и основы.

Экспериментальные исследования структуры порошковой стали с покрытием показали, что для скорости 50 мм/мин глубина ЗО составляет 0,12–0,49 мм при увеличении мощности от 300 до 600 Вт. Согласно теоретическому расчету, найденные размеры ЗО соответствуют плотности потока мощности 70–140 МВт/м2. Следовательно, отношение поглощенного (теоретического) потока к падающему (экспериментально измеренному) для соответствия теории и эксперимента не должно превышать 0,037. Проверка данных по глубине ЗФП показывает значение коэффициента 0,043. Наконец, для

407

ELIB.PSTU.RU

скорости перемещения 150 мм/мин в этих условиях получено значение 0,053 по расчетам для обеих зон. Таким образом, найденные значения обладают хорошей сходимостью, поэтому далее будем принимать коэффициент поглощения рав-

ным 0,0471±0,011.

Проведено исследование влияния взрывной и последующей лазерной обработки на формирование структуры и свойств низкоуглеродистых сталей. Изучалась возможность легирования в ходе гибридной обработки в целях упрочнения материала. Взрывную обработку с использованием аммонита № 6ЖВ и детонирующего штура (ТЭН) осуществляли по плоской схеме нагружения и при скользящем фронте детонации. Рассчитанное давление в точке Жуге составляло 4 ГПа (для плоской схемы) и 11 ГПа (для скользящего нагружения). Взрывное легирование проводили из смесей порошков (Сr +2В), (7Сr + ЗС) с толщиной слоя 2 мм зарядом из ВВ № 6ЖВ высотой 60–80 мм. Лазерная обработка на ЛТМ-М осуществлялась по схеме сканирования (диаметр 8 мм, частота 242 об/мин) при мощности 300 Вт и 600 Вт, плотности потока (0,6; 1,0)104 Вт/см2, скорость подачи образцов соответствовала 100 мм/мин.

При взрывном легировании порошковых сталей СП80 пористостью 9 и 23 % дополнительно установлено уплотнение структуры материала при наличии микротрещин и аномально глубокого (до 1–2 мм) проникновения легирующих частиц в объем стали. Как и в случае литых сталей, ЛТМ в 2– 2,3 раза повышает твердость поверхности порошковой стали.

Таким образом, установлено благоприятное влияние УВО на формирование структуры и свойств сталей при ЛТМ и ЛХТМ, обеспечивающее возрастание твердости и износостойкости материала в 2–3 раза, что объясняется увеличением диффузионной проницаемости аустенита и освобождением запасной внутренней энергии в газе лазерной обработки.

408

ELIB.PSTU.RU

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Глава 1

1.Mechanical properties of newly developed PM-alloys Fe – 8,0 % Ni – 1 % Mo – 0,5 % C and Fe – 1,5 % Mo – 0,5 % C / C.M. Sonsino [et al.] // Adv. Powder Met. and Patricul. Mater.: Proc. Powder Met. World Congr., San Francisco, California. June 21–26, 1992. – Princeton (N.J.), 1992. – Vol. 5. – P. 115–125.

2.Tracey V.A. Nickel sintered steels: developments,status and prospects//Adv. Powder Met. and Patricul. Mater.: Proc. Powder Met. World Congr., San Francisco, California, June 21– 26, 1992. – Princeton (N.J.), 1992. – Vol. 5. – P. 303–314.

3.Engstrom U., Allroth S. A Newly Developed Sintered High Strength Material // Metal Powder Report. – 1986. – № 11. – P. 815–820.

4.Straffelini G., Molinary A., Tiziani A. Effect of microstructure on the mechanical reliability of P/M steels // Adv. Powder Met. and Patricul. Mater.: Proc. Powder Met. World Congr., San Francisco, California, June 21–26, 1992. – Princeton (N.J.), 1992. – Vol. 5. – P. 445–455.

5.Блантер М.Е. Теория термической обработки. – М.: Металлургия, 1984. – 328 с.

6.Коротушенко Г.В., Григоркин В.И. Механические свойства никелевых сталей со структурой изотермического и атермического мартенсита // Металловедение и термическая обработка металлов. – 1974. – № 1. – C. 41–46.

7.Tokajo Sh. Obtaining high strength steel powders // Metal Powder Report. – 1991. – № 7/8. – P. 32.

8.Изотермический распад аустенита порошковой никельмолибденовой стали / В.Н. Анциферов [и др.] // Металловедение и термическая обработка металлов. – 1993. – № 8. – C. 18–20.

9.Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Перельман О.М. Изотермический распад аустенита порошковых сталей, легиро-

409

ELIB.PSTU.RU

ванных хромом и молибденом // Металловедение и термическая обработка металлов. – 1992. – № 8. – C. 28–33.

10.Масленников Н.Н., Латыпов М.Г., Шацов А.А. Карбидостали с повышенной трещиностойкостью // Металловедение и термическая обработка металлов. – 1993. – № 8. – C. 20–23.

11.Andersson O., Lindgvist B. Benefits of Heteronous Structures for the Fatigue Behavior of PM Steels // Metal Powder Report. – 1990. – № 11. – P. 765–768.

12.Астафьев И.В., Максимкин О.П. О роли латентной энергии в мартенситном γ −α- превращении при деформиро-

вании облученной нержавеющей Fe-Cr-Ni стали // Физика металлов и металловедение. – 1994. – Т. 77, вып. 3. – C. 90–95.

13.Механизм распада цементита при пластической деформации стали / В.Г. Гаврилюк [и др.] // Физика металлов

иметалловедение. – 1981. – Т. 51, вып. 2. – С. 147–152.

14.Влияние мартенситных превращений на подвижность атомов в железоникелевых сплавах / Д.С. Герцрикен [и др.] // Физика металлов и металловедение. – 1994. – Т. 77,

вып. 4. – С. 103–109.

15.Термодинамические свойства неорганических веществ / У.Д. Верягин [и др.]. – М.: Атомиадат, 1965. – 460 с.

16.Савицкий А.П. Жидкофазное спекание систем с взаимодействующими компонентами. – Новосибирск: Наука, 1991. – 184 с.

17.Смитла К. Дж. Металлы: справочник / пер. с англ. – М.: Металлургия, 1980. – 447 с.

18.Бодяко М.Н., Астапчик С.А., Ярошевич Г.В. Мартенситностареющие стали. – Минск: Наука и техника, 1976. – 248 с.

19.Ахназарова С.Л., Кафаров В.В. Оптимизация эксперимента в химии и химической технологии. – М.: Высшая школа, 1978. – 319 с.

410

ELIB.PSTU.RU