Формирование износостойкой структуры хромоникелевого лазерного покрытия при высокотемпературной обработке

Формирование износостойкой структуры хромоникелевого лазерного покрытия при высокотемпературной обработке

, ,

Екатеринбург. Россия

В настоящее время широкое применение для восстановления изношенных поверхностей разнообразных изделий находят покрытия на хромоникелевой основе, получаемые различными методами [1-3]. Значительный интерес исследователей привлекает изучение износостойкости хромоникелевых покрытий, полученных методом газопорошковой лазерной наплавки (ГПЛН) [4, 5]. Достоинством таких покрытий является их хорошая адгезия с подложкой, достигаемая при минимальном ее оплавлении. Важным преимуществом метода является также возможность изменения свойств наплавленных слоев путем введения в состав порошков различных добавок с высокой твердостью, например, карбидов вольфрама, кремния, хрома [6, 7].

Износостойкие покрытия, нанесенные на поверхность детали, в ходе выполнения последующих технологических операций (сварка, шлифовка, отпуск) или в процессе эксплуатации в условиях внешнего или фрикционного нагрева могут испытывать значительные термические воздействия, вызывающие изменения их свойств, которые до настоящего времени недостаточно изучены. Поэтому актуальными являются исследования поведения покрытий в условиях различного нагрева и поиск путей дополнительного повышения термической стабильности покрытий. Целью работы явилось изучение влияния термического воздействия (отпуска) на структуру и фазовый состав, абразивную износостойкость, твердость и коэффициент трения хромоникелевого покрытия ПГ-10Н-01, полученного методом газопорошковой лазерной наплавки (ГПЛН).

Наплавку хромоникелевого порошка ПГ-10Н-01 (0,8%С, 16%Сr, до 5%Fe, 4%Si, 3,5%B) на пластины из стали Ст3 проводили с использованием непрерывного СО2-лазера при мощности излучения 1,4–1,6 кВт, скорости 180 мм/мин, расходе порошка 4,9 г/мин, размере лазерного пятна на поверхности 6´1,5 мм. Порошковая смесь гранулометрического состава 40–100 мкм транспортировалась в зону наплавки инертным газом – аргоном при давлении 0,5 атм. Для уменьшения поверхностных напряжений наплавка осуществлялась в два прохода путем наложения одного слоя на другой.

Структуру и химический состав покрытий изучали с применением сканирующего электронного микроскопа VEGA II XMU, волнодисперсионного (Inca Wave 700) и энергодисперсионного (INCA Energy 450 XT) микроанализаторов. Микротвердость измеряли на поперечных шлифах и на поверхности покрытий с использованием микротвердомера Leica VMHT при нагрузке 0, 49 Н. Фазовый состав покрытий определяли на рентгеновском дифрактометре SHIMADZU XRD-7000 в Cr ka - излучении.

Испытания на абразивное изнашивание проводили при скольжении торцевой поверхности образцов размером 7х7х18 мм по закрепленному абразиву – электрокорунду и карбиду кремния зернистостью 160 мкм при нормальной нагрузке 49 Н. Интенсивность изнашивания определяли по формуле: Ih = Q/ρ∙S∙L, где Q – потери массы образца, г; S – геометрическая площадь контакта, см2; ρ – плотность материала образца, г/см3; L – путь трения единичного испытания, см. Удельную работу изнашивания W определяли по формуле: W = f·N∙L∙ρ/Q, где f – коэффициент трения, N – нормальная нагрузка, Н.

С целью изучения термической устойчивости покрытий определяли микротвердость, абразивную износостойкость, коэффициент трения и удельную работу изнашивания покрытий после отпуска при температурах °С (выдержка 2 ч).

В результате ГПЛН на поверхности стали Ст3 получено покрытие, по всей толщине (1,5-1,7 мм) характеризующееся достаточно равномерным распределением структурных составляющих. Покрытие имеет дендритное строение, дендриты направлены в соответствии с градиентом температуры при кристаллизации (рис. 1). По данным рентгеноструктурного и микрорентгеноспектрального анализов металлическую основу наплавленного слоя составляет g-твердый раствор на основе никеля. Основными упрочняющими фазами наплавленного покрытия являются карбид хрома типа Cr7C3 и борид типа CrB (рис. 1, 2).

Рис. 1. Микроструктура покрытия ПГ-10Н-01 без отпуска (цифры у стрелок соответствуют точкам из табл. 1)	Рис. 2. Рентгеновская дифрактограмма покрытия ПГ-10Н-01 без отпуска

Количественный микрорентгеноспектральный анализ показывает, что упрочняющие карбидные и боридные фазы имеют сложный химический состав, который представлен в табл. 1.

Таблица 1

Химический состав фаз покрытия ПГ-10Н-01 без отпуска

Спектр	Химический состав, масс. %	Фаза
B	C	Si	Cr	Fe	Ni
Точка 1	22,73	1,38		79,59	1,41	2,50	CrB
Точка 2	3,19	1,90	3,93	8,14	6,49	79,08	γ-фаза на основе Ni
Точка 3	2,15	13,74	0,29	72,43	4,33	14,27	(Cr, Ni, Fe)7(C, B)3
Точка 4	7,59	3,58	2,35	6,83	4,69	81,97	γ-фаза на основе Ni

Наличие в структуре наплавленного слоя упрочняющих фаз с высокой твердостью (до 19,5 ГПа) обеспечивает его высокую абразивную износостойкость при испытаниях как по электрокорунду, так и по карбиду кремния. Испытания на абразивное изнашивание показали, что, у покрытия ПГ-10Н-01 интенсивность изнашивания при воздействии корундом (0,6·10-5 ) значительно (более, чем в 2 раза) ниже, чем при воздействии карбидом кремния (1,3·10-5). Это обусловлено нарушением механизма микрорезания в случае скольжения покрытия ПГ-10Н-01 по электрокорунду, поскольку микротвердость присутствующих в покрытии карбидов типа Me7C3 (16,2-19,3 ГПа) близка микротвердости корунда (~20 ГПа).

Покрытие сохраняет стабильную структуру, фазовый состав и свойства при отпуске до температуры 700°С (выдержка 2 ч), дальнейшее ее повышение до 1050°С оказывает немонотонное влияние на его физико-механические свойства (рис. 3).

После нагрева при температуре 800°С структура претерпевает значительные изменения: исчезает дендритное строение покрытия, происходит частичное растворение упрочняющих фаз (рис. 4). Наряду с фазами, присутствующими в исходном состоянии после наплавки (рис. 5), после отпуска появляются частицы сложного состава, которые по данным рентгеноспектрального микроанализа можно назвать легированным карбосилицидами никеля (Ni, Fe, Cr)3(C, Si) (табл. 2). Такие изменения структуры обуславливают некоторое снижение микротвердости (до 7,5 ГПа), но коэффициент трения, интенсивность изнашивания и удельная работа изнашивания покрытия практически не меняются (рис.3).

Рис. 3. Влияние температуры отпуска на микротвердость Н, интенсивность изнашивания Ih, коэффициент трения f и удельную работу изнашивания W при испытании по корунду покрытий ПГ-10Н-01

Отпуск при 900-950°С приводит к распаду дендритов и растворению исходных упрочняющих фаз; на месте осей дендритов 1-го порядка образуются более крупные зерна; в междендритных промежутках – мелкие зерна глобулярной формы (рис. 6). На дифрактограмме уменьшается интенсивность линий, соответствующих карбиду типа M7C 3 и бориду СrВ (рис. 7). При охлаждении выделяются новые частицы карбидного, боридного и силицидного типа, имеющие более сложный химический состав по сравнению с частицами в исходном покрытии, о чем свидетельствуют данные, полученные методом микрорентгеноспектрального анализа (табл. 3). Эти частицы являются легированными карбоборидами (Ni, Fe, Cr)3(C, В) и карбосилицидами (Ni, Fe, Cr)3(C, Si, В) переменного состава. Количество упрочняющих фаз уменьшается, о чем свидетельствует изменение соотношения интенсивности линий на дифрактограмме: интенсивность линий Ni повышается, а карбидов и боридов – понижается (рис. 7).

Рис. 4. Микроструктура покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 800°С (цифры у стрелок соответствуют точкам из табл. 2)	Рис. 5. Рентгеновская дифрактограмма покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 800°С

Таблица 2

Химический состав фаз покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 800°С

Спектр	Химический состав, масс. %	Фаза
B	C	O	Si	Cr	Fe	Ni
Точка.1	5,34	10,34	1,93	1,92	4,32	3,45	63,30	(Ni, Fe, Cr)3(C, Si)
Точка 2	3,23	12,66		2,43	42,97	3,59	34,89	(Cr, Ni, Fe)7C3
Точка.3	2,77	12,76		0,76	59,44	3,98	20,29	(Cr, Ni, Fe)7C3
Точка 4	4,72	5,82	0,87	4,47	9,69	5,58	68,23	γ-фаза на осн. Ni
Точка 5	19,50	1,33			74,22	1,31	2,44	CrB
Точка 7	3,53	12,13		1,06	54,98	3,79	24,52	(Cr, Ni, Fe)7C3
Точка 8	6,22	7,34	1,25	3,45	8,41	5,11	56,93	γ-фаза на осн. Ni
Точка.9	13,83	7,70		2,82	38,32	3,08	34,24	(Cr, Ni, Fe)(B, С)
Точка 10	20,41	1,29			72,56	1,24	3,30	CrB

Рис. 6. Микроструктура покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 900°С (цифры у стрелок соответствуют точкам из табл. 3)	Рис. 7. Рентгеновская дифрактограмма покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 900°С.

Таблица 3

Химический состав фаз покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 900°С

Спектр	Химический состав, масс. %	Фаза
	B	C	O	Si	Cr	Fe	Ni
Точка 1	1,29	3,30		3,00	11,15	7,28	73,98	γ-фаза на осн. Ni
Точка 2	6,48	5,38		1,06	15,05	4,39	67,65	(Ni, Fe, Cr)3(C, Si, В)
Точка 3	3,95	10,57		0,36	38,58	4,21	42,33	(Ni, Fe, Cr)3(C, В)
Точка 4	10,18	3,33		0,33	12,95	3,56	69,66	(Ni, Fe, Cr)3(C, В)
Точка 5	1,14	3,83	0,34	3,13	8,44	7,41	75,72	γ-фаза на осн. Ni
Точка 6	2,85	4,52		2,32	11,73	6,42	72,16	(Ni, Fe, Cr)3(C, Si, В)

Уменьшение количества упрочняющих фаз (карбоборидов и карбосилицидов) обусловливает снижение микротвердости покрытия до 4,5 ГПа после отпуска в интервале температур 900-950 °С (см. рис. 3). Аналогичным образом происходит и изменение удельной работы изнашивания, которая снижается от 70 до 35 Дж/см3. Интенсивность изнашивания и коэффициент трения при этом возрастают до Ih=(1,7-1,8)·10-5 и f=0,7 соответственно.

При более высоких температурах отпуска °С происходит рост зерен основы γ-твердого раствора и формирование по их границам упрочняющих фаз (рис, также значительно более крупных по сравнению с частицами в исходном наплавленном слое. Химический состав фаз, представленный в табл. 4, а также распределение элементов на участке покрытия после отпуска при 1000°С, представленное на рис. 12, показывают, что частицы являются практически чистыми боридами CrB и карбидами Cr7C3. Металлическая матрица, представляющая собой γ-твердый раствор на основе никеля, имеет переменный состав (см. табл. 4, 5). Количество упрочняющих высокопрочныхфаз в покрытии увеличивается по сравнению с покрытием, подвергнутым нагреву при температуре 900-950°С, о чем свидетельствует увеличение интенсивности линий карбида хрома на дифрактограмме покрытия (см. рис. 7, 9, 11). Карбидные и боридные частицы создают твердый каркас вокруг более мягкой основы. Микротвердость наплавленного слоя вновь повышается до уровня, близкого к уровню исходного наплавленного покрытия. Такая структура обладает даже более высокими трибологическими свойствами при абразивном изнашивании по сравнению с покрытиями, не подвергнутыми отпуску. На это указывают наличие у наплавок, подвергнутых дополнительному отпуску при °С, минимальных уровней интенсивности изнашивания и коэффициента трения, а также максимальных значений работы изнашивания при испытаниях по корунду (см. рис. 3).

Рис. 8. Микроструктура покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 1000°С (цифры у стрелок соответствуют точкам из табл. 4)	Рис. 9. Рентгеновская дифрактограмма покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 1000°С

Рис. 10. Микроструктура покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 1050°С (цифры у стрелок соответствуют точкам из табл. 5)	Рис. 11. Рентгеновская дифрактограмма покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 1050°С

	Ni	Cr
Si	Fe	B
Рис. 12. Распределение элементов в участке покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 1000°С	C

Таблица 4

Химический состав фаз покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 1000°С

Спектр	Химический состав, масс. %	Фаза
	B	C	Si	Cr	Fe	Ni
Точка 1	22,03	1,14		72,57	1,00	3,25	CrB
Точка 2	1,06	3,67	4,47	5,52	10,56	74,73	γ-фаза на основе Ni
Точка 3	21,30	3,83	1,86	35,82	5,72	30,96	CrB + γ-фаза на основе Ni
Точка 4	6,43	4,69	2,34	6,72	5,88	73,28	γ-фаза на основе Ni
Точка 5	1,17	3,21	6,11	4,15	8,84	75,10	γ-фаза на основе Ni
Точка 6	2,25	19,78		74,72	0,94	2,30	Cr7C3
Точка 7	5,51	2,81	4,39	5,96	5,79	75,53	γ-фаза на основе Ni
Точка 8	1,00	3,28	4,43	5,49	10,66	74,32	γ-фаза на основе Ni

Таблица 5

Химический состав фаз покрытия ПГ-10Н-01 после отпуска при температуре 1050°С

Спектр	Химический состав, масс. %	Фаза
B	C	Si	Cr	Fe	Ni
Точка 1	21,27	0,75		74,2	0,82	1,75	CrB
Точка 2	0,97	2,85	4,28	7,26	10,55	74,09	γ-фаза на основе Ni
Точка 3	1,46	13,09		73,05	5,88	6,01	Cr7C3

Заключение

При изучении влияния температуры отпуска на структуру и свойства хромоникелевого покрытия ПГ-10Н-01, сформированного на поверхности низкоуглеродистой стали методом газопорошковой лазерной наплавки, установлено, что при нагреве до 700°С наблюдается стабильность структуры и повышенных прочностных и трибологических характеристик покрытия, основными упрочняющими фазами которого являются (Cr, Ni, Fe)7(C, B)3, CrB. Дальнейшее повышение температуры отпуска до 1050°С вызывает немонотонное изменение физико-механических характеристик покрытия.

При нагреве до температуры 800°С происходит некоторое снижение твердости, обусловленное изменениями в структуре покрытия, которые проявляются в исчезновении дендритного строения металлической основы, частичном растворении упрочняющих фаз и появлении фазы (Ni, Fe, Cr)3(C, Si). При этом не наблюдается заметных изменений трибологических свойств покрытия.

Повышение температуры отпуска до 900-950°С приводит к интенсивному разупрочнению и снижению трибологических свойств покрытия (росту интенсивности абразивного изнашивания и коэффициента трения при скольжении по закрепленному абразиву). Это связано с развитием при указанном нагреве процессов растворения упрочняющих фаз, образованием новых частиц (Ni, Fe, Cr)3(C, В) и (Ni, Fe, Cr)3(C, Si, В) и укрупнением зерен γ-фазы металлической матрицы.

При предплавильном нагреве до температур °С наблюдается, напротив, резкий рост прочностных и трибологических характеристик покрытия. При этом достигаются трибологические свойства (износостойкость, коэффициент трения, работа изнашивания), даже превышающие соответствующие характеристики наплавленного покрытия, не подвергнутого отпуску. Отмеченное повышение физико-механических характеристик покрытия обусловлено формированием в его структуре при высокотемпературной обработке крупных частиц Cr7C3 и CrB, образующих на поверхности высокопрочный износостойкий каркас, который препятствует развитию процессов микрорезания и пластического оттеснения (микроцарапания) при воздействии абразивными частицами. Таким образом, износостойкие хромоникелевые покрытия могут быть сформированы в результате проведения комбинированной обработки, включающей лазерную наплавку с последующим оптимизированным высокотемпературным нагревом.

Работа выполнена при поддержке проекта -1-1002 по программе ОЭММПУ РАН №13.

Литература

1.  Xu G., Kutsuna M., Liu Z., Zhang H. Characteristics of Ni-based coating layer formed by laser and plasma cladding processes. Materials Science and Engineering A. 2006, V. 417, 63-72.

2.  Kim H.-J., Hwang S.-Y., Lee C.-H., Juvanon P. Assessment of wear performance of flame sprayed and fused Ni-based coatings. Surface and Coatings Technology. 2003, V.172, 262-269.

3.  Шевченко структурой, составом и свойствами при плазменной наплавке. Нижний Тагил: НТИ (ф) УГТУ УПИ. 2006, 290 с.

4.  Navas С., Colaco R., De Damborenea J., Vilar R. Abrasive wear behavior of laser clad and flame sprayed-melted NiCrBSi coatings. Surface and Coatings Technology. 2006, V.200, .

5.  Fernández E., Cadenas M., Gonsález R., Navas C., Fernández R., De Damborenea J. Wear behaviour of laser clad NiCrBSi coating. Wear. 2005, V.259, 870-875.

6.  Li Q., Song G. M., Zhang Y. Z., Lei T. C., Chen W. Z. Microstructure and dry sliding wear behavior of laser clad Ni-based alloy coating with the addition of SiC. Wear. 2003, V.254, 222-229.

7.  Martín A., Rodríguez J., Fernández J. E., Vijande R. Sliding wear behaviour of plasma sprayed WC-NiCrBSi coatings at different temperatures. Wear. 2001, V.251, .