Если у вас возникли сложности с курсовой, контрольной, дипломной, рефератом, отчетом по практике, научно-исследовательской и любой другой работой - мы готовы помочь.
Предоплата всего
Подписываем
1 Плакат
Здравствуйте члены государственной экзаменационной комиссии. Цель моего диплома изучить возможности повышения свойств наплавленных Fe-Cr-Mn сталей с помощью низкотемпературной термоциклической обработки. В качестве материала для исследования выбрана сталь, наплавленная порошковой проволокой ПП-Нп-12Х13Г12САФ. Химический состав наплавленного металла приведен в таблице. С целью изменения химического состава наплавленного металла, а именно увеличения содержания углерода и азота, наплавка производилась с добавлением флюсующе-легирующей смеси. Она состояла из флюса АН-60, карбюризатора (Березовского) и жёлтой кровяной соли.
Далее образцы наплавленного металла подвергались низкотемпературной термоциклической обработке. Верхняя температура НТЦО составляла 600 ºС нижняя 20 ºС, количество циклов 2, 5, 8, 11, 14, охлаждение производилось на воздухе.
2 Плакат
Испытания на изнашивание проводились на установках, приведенных на плакате. Определение ударно-абразивной износостойкости проводили путем износа в среде литой чугунной дроби. Общее время изнашивания составило 50 минут с интервалом в 10 минут между взвешиваниями.
Далее проводили испытания на изнашивание трение скольжения металл по металлу. Время изнашиваниЯ составило 30 минут с интервалом 5 минут между взвешиваниями.
3 Плакат
Верхний слой наплавки представляет собой аустенит и мелкокристаллический мартенсит, ниже располагается слой характеризуемый дендритами аустенита вытянутыми в направлении обработанном наплавлению теплоотвода и мелкодисперсный мартенсит. Далее следует дисперсная аустенитно-мартенситная структура, ближе к зоне сплавления количество мартенсита увеличивается, после этого располагается феррито-перлитная структура основного металла. Четко видны два слоя наплавки, зоны сплавления и структура основного металла.
При исследовании наплавки порошковой проволоки в смеси флюса и 30 % карбюризатора представляет собой аустенит и крупнокристаллический мартенсит ниже расположен слой характеризуемый дендритами аустенита, вытянутыми в направлении обратном теплоотводу и мелкокристаллический мартенсит, после этого располагается феррито-перлитная структура основного металла. Сплавление с основным металлом хорошее, дефектов не обнаружено.
После добавления во флюсующую смесь карбюризатора и жёлтой кровяной соли K4 [Fe(CN)6] в верхнем слое наплавки наблюдались вытянутые в направление обратному теплоотводу дендриты аустенита разной травимости а также дисперсные карбонитриды хрома. Ближе к зоне сплавления следует аустенитно-мартенситная структура, с вытянутыми зернами аустенита, которые измельчаются ближе к зоне сплавления. Постепенно увеличивается количество мартенсита, далее следует феррито-перлитная зона основного металла.
4 Плакат
На поверхности образца после НТЦО с 2 циклами наблюдается аустенит с небольшим количеством карбидов. Карбиды располагаются как внутри, так и по границе зёрен. Далее по глубине наплавленного металла в структуре появляется мартенсит наряду с аустенитом и небольшим количеством дисперсных карбидов. Ближе к зоне сплавления с основным металлом структура вновь становится преимущественно аустенитной.
В поверхностной зоне наплавленного металла, на глубине ~1,4 мм микротвёрдость составила 3800-5000 МПа (рисунок ). Далее по глубине слоя 2,7 мм микротвёрдость возрастает до 5000-6700 МПа, что объясняется мартенситно-аустенитной структурой. При переходе через зону сплавления микротвёрдость снижается до 2000-2100 МПа, что соответствует сорбитообразной структуре основного металла. Твёрдость наплавленного металла составила HRC 26.
На поверхности образца с 5 циклами НТЦО наблюдается мартенситно-аустенитная структура (рисунок 3.6). Это структура соответствует твёрдости HRC 40. Микротвёрдость (cм. рисунок 3.10) поверхностного слоя до толщины 0,7 мм составила 5000-5200 МПа. Далее на глубине 1мм микротвёрдость возрастает до 6000 МПа и в отдельных случаях до 7000 МПа. Затем она снижается до 3000-3500 МПа к зоне сплавления с основным металлом. Это связанно с разбавлением наплавки с основным низколегированным низкоуглеродистым металлом. В зоне термического влияния твёрдость составляет 2800 МПа.
Микроструктура наплавленной стали после 8 циклов НТЦО состоит из аустенитно-мартенситной смеси (рисунок 3.7), а затем переходит в преимущественно аустенитную структуру. Далее к зоне сплавления видны дендриты аустенита и частицы карбидов. Очевидно, что рост дендритов был в обратном направлении теплоотводу. Микротвёрдость (рисунок 3.10) изменяется в этом случае аналогично рассмотренному выше изменению микроструктуры (рисунок 3.6). У поверхности микротвёрдость составила 3000-4600 МПа, а на некоторой глубине ~2 мм она повышается до 5000-5500 МПа. Твёрдость наплавленного металла составила HRC 34.
После 11 циклов НТЦО микроструктура наплавленного металла преимущественно аустенитная (рисунок 3.8), достаточно дисперсная с признаками выделения карбонитридов, а на некоторой глубине с признаками выделения ε-мартенсита в виде тонких параллельных линий пересекающихся между собой (под углом ~ 60°,~ 90°,~ 120°). Такому характеру изменение структуры соответствует изменение микротвёрдости в приделах 3800-5600 МПа (рисунок 3.10), а далее по глубине она достигает 5800-6000 МПа. Твёрдость наплавленного металла в этом случае составила HRC 33.
После 14 циклов НТЦО твёрдость образца снижается HRC 26. В довольно протяжённом поверхностном слое (рисунок 3.9) наблюдается мартенсит закалки, декорированный множеством выделившихся карбидов, однако лишь в тонком поверхностном слое до ~0,5 мм микротвёрдость составила
5 Плакат
Наплавленная сталь 42Х13Г12САФ с дополнительным насыщением из флюсующей смеси АН-60 и карбюризатора. Микроструктура и микротвёрдость наплавленных сталей после НТЦО переведены на рисунках 3.11-3.16.
Микроструктура поверхностного слоя стали после 2 циклов НТЦО состоит из аустенита и мелкокристаллического мартенсита (рисунок 3.11) с микротвёрдостью 3500-4000 МПа, ниже располагается слой дендритов, вытянутых в направлении обратном теплоотводу и небольшое количество карбидов Cr23C6. Ближе к переходному слою количество карбидов уменьшается, одновременно повышается микротвёрдость (рисунок 3.16) до 5500-6000 МПа, затем располагается феррито-перлитная структура основного металла с микротвёрдостью 2200-2500 МПа. Твёрдость наплавленного металла составила HRC 32.
На поверхности образца после 5 циклов НТЦО наблюдается аустенитная структура с мелкокристаллическим мартенситом (рисунок 3.12) с микротвёрдостью от 4000 до 5000 МПа, далее по глубине располагается аустенитно-карбидная структура. После этого следует зона столбчатых кристаллов аустенита, количество карбидов Cr23C6 в аустените возрастает до самой зоны сплавления с основным металлом. Одновременно возрастает и микротвёрдость (рисунок 3.16) до 6500 МПа а затем располагается феррито-перлитная структура основного металла с микротвёрдостью 2200-2500 МПа. Твёрдость наплавленного металла составила HRC 33.
После 8 циклов НТЦО на поверхности наблюдается аустенит обеднённый (рисунок 3.13) с микротвёрдостью от 4000 до 5000 МПа. Далее следует аустенитно-карбидная структура с признаками микроструктуры высокохромистого белого чугуна, что можно объяснить ликвацией по углероду и локальным увеличением его концентрации. Ближе к зоне сплавления наблюдается дендриты аустенита и карбидов. Далее следует феррито-перлитная структура основного металла. Твёрдость наплавленного металла составила HRC 35.
После 11 циклов НТЦО на поверхности наплавленного металла наблюдается аустенито-мартенситная структура (рисунок 3.14), далее располагается мелкокристаллический мартенсит постепенно переходящий в зону дендритов аустенита. Также наблюдается карбиды до зоны сплавления с основным металлом. Далее следует феррито-перлитная структура основного металла. Твёрдость наплавленного металла составила HRC 32 .
В верхнем слое наплавки НТЦО с 14 циклами наблюдается мартенситно-аустенитная структура (рисунок 3.15) с микротвёрдостью 3500-5500 МПа. В результате многократного нагрева и охлаждения произошла рекристаллизация аустенита. По направлению к сердцевине наплавки наблюдаются дендриты аустенита уже прошедшие рекристаллизацию. Твёрдость наплавленного металла составила HRC 30,5.
Во всех исследованных образцах наблюдалось хорошее сплавление наплавки с основным металлом, дефектов не обнаружено
6 Плакат
Наплавленная сталь 40Х13Г12САФ с дополнительным легированием углеродом и азотом. Микроструктура и микротвёрдость наплавленных сталей после НТЦО приведены на рисунках 3.17-3.22.
Микроструктура после наплавки с дополнительным легированием углеродом и азотом после НТЦО с 2 циклами приведена на рисунке 3.17. Она характеризуется повышенной дисперсностью аустенита у поверхности наплавки, а также дендритами аустенита декорироваными цепочками карбонитридов. Далее микроструктура представляет аустенито-карбонитридную смесь с большим количеством карбонитридов. Это можно объяснить значительным увеличением до 0,42 % содержания углерода по сравнению с базовой наплавленной сталью содержащей 0,12-0,14 % углерода. В данной наплавке очевидно увеличенное содержание азота, предположительно свыше 0,1%.
Микротвёрдость наплавки с дополнительным легированием углеродом и азотом колеблется в пределах 3800-5500 МПа. Вблизи зоны сплавления с основным металлом микротвёрдость достигает 5400-7000 МПа (рисунок 3.22). Твёрдость наплавленного металла составила HRC 36.
После 5 циклов НТЦО в структуре наплавленного металла наблюдаются дендриты аустенита, вытянутые в направлении обратном теплоотвода (рисунок 3.18) также наблюдается выделение карбонитридов и образование мартенсита закалки. Микротвёрдость колеблется в приделах от 5000 до 7000 МПа (рисунок 3.22) на глубине ~0,7 мм наплавленного металла. На глубине 2,3 мм она составляет 4000-5200 МПа, а затем вновь возрастает до 5500-7600 МПа. Твёрдость наплавленного металла составила HRC 30,5.
После 8 циклов НТЦО в структуре наплавленного металла 40Х13Г12САФ наблюдается образование множественных зёрен внутри бывших зёрен аустенита (рисунок 3.19), декорированных множеством дисперсных карбонитридов. Это можно объяснить развитием процессов рекристаллизации.
Изменение микротвёрдости по глубине имеет сложный характер (рисунок 3.22), она изменяется в пределах 3800-6100 МПа на глубине ~1,5 мм, после чего она снижается до 3200-4000 МПа. Твёрдость наплавленного металла составила HRC 32.
После 11 циклов НТЦО в структуре наплавленного металла наблюдаются вытянутые дендриты аустенита с признаками рекристаллизации (рисунок 3.20), также декорированы мелкодисперсными карбонитридами. Микротвёрдость по глубине наплавленного слоя
колеблется довольно в больших пределах от 4000 до 7000 МПа (рисунок 3.22). Твёрдость наплавленного металла составила HRC 32.
Микроструктура после 14 циклов НТЦО представляет собой аустенитную матрицу, ещё сохраняющую признаки наплавленной кристаллизации (рисунок 3.21). В структуре наблюдаются выделившиеся и скоагулированные карбонитриды. Микротвёрдость по глубине наплавленного металла изменяется сложным образом (рисунок 3.22) однако вблизи зоны сплавления она повышается до 4900-7800 МПа. Твёрдость наплавленного металла составила HRC 30.
7 Плакат
Относительная износостойкость наплавленных сталей в условиях сухого трения скольжения металл по металлу
Кривые изнашивания наплавленного металла, без дополнительного легирования и с дополнительным легированием углеродом, углеродом и азотом одновременно, приведены на рисунках 3.23, 3.24, 3.25. Из них видно, что с увеличением времени изнашивания увеличивается потеря массы образцов, однако в разной степени. Наибольшая интенсивность изнашивания проявляется в наплавке без дополнительного легирования и в меньшей степени в наплавке с повышенным содержанием углерода после 2,5 циклов НТЦО (рисунок 3.28), а также в наплавке с дополнительным легированием углеродом и азотом после 11, 14 циклов НТЦО (рисунок 3.30).
Для всех исследованных наплавленных сталей в целом зависимости относительной износостойкости от количества циклов имеют экстремальный характер.
Для базовой стали без дополнительного легирования этот максимум соответствует 5 циклам НТЦО. Для сталей легированных углеродом и азотом одновременно максимум износостойкости εт=2,8 соответствует 8 циклам НТЦО. Однако при 14 циклах НТЦО наблюдается тенденция к повышению износостойкости (рисунок 3.30). Наибольшее значение износостойкости можно объяснить формированием оптимальной микроструктуры, состоящей преимущественно из метастабильного аустенита с частичной рекристаллизацией и армированием высокодисперсными карбидами.
В отдельных случаях наблюдается некоторая ограниченная корреляция между изменением твёрдости и износостойкости, например: наибольшая износостойкость (рисунок 3.26) εт =1,6 соответствует наплавленному металлу без дополнительного легирования с большей твёрдостью HRC 40 (рисунок 3.27). В остальных случаях корреляция не наблюдается. Наоборот, для наплавленного металла с повышенным содержанием углерода 42Х13Г12САФ относительно невысокой твёрдостью HRC 33 (рисунок 3.29) соответствует максимум износостойкости (рисунок 3.28) εт =3,9. Увеличение твёрдости до HRC 35 после 8 циклов НТЦО, в этой стали сопровождается снижением износостойкости до
εт =2,4 (рисунок 3.28).
Относительно невысокой твёрдости HRC 32 (рисунок 3,31) наплавленной стали 40Х13Г12САФ с дополнительным легированием углеродом и азотом соответствует достаточно высокая износостойкость εт =2,8. Наибольшей твёрдости HRC 36 этой наплавленной стали (рисунок 3.31) после 2 циклов НТЦО соответствует невысокая износостойкость εт =1,2. Такие противоречия можно объяснить дополнительной ролью и весьма существенным вкладом γ→αʹ ДМПИ, очевидно развивающимся с оптимальной интенсивностью в самоупрочнение и повышение износостойкости.
Сравнение изменения относительной износостойкости разных по легированию сталей показывает следующее. Наименьшей износостойкостью после НТЦО 600↔20 ºС обладает наплавленная сталь 12Х13Г12САФ без дополнительного легирования. Наибольшей износостойкостью обладает наплавленная сталь 42Х13Г12САФ с дополнительным насыщением углеродом после 2-5 циклов НТЦО εт =3,6-3,9 соответственно (рисунок 3,28).
Несколько меньшей твёрдостью, но достаточно высокой износостойкостью обладает сталь 40Х13Г12САФ с дополнительным легированием одновременно углеродом и азотом после 8 циклов НТЦО εт =2,8
(рисунок 3.30). При этом следует заметить, что у наплавленной стали 12Х13Г12САФ без дополнительного легирования и стали 42Х13Г12САФ с повышенным содержанием углерода проявляется снижение относительной износостойкости по мере термоциклирования до 11-14 циклов НТЦО (рисунки 3.26, 3.28). Вместе с тем сталь 40Х13Г12САФ с дополнительным легированием одновременно углеродом и азотом наоборот характеризуется повышением износостойкости от ε=2 до ε=4 при 11-14 циклах НТЦО. При этом абсолютные значения её износостойкости в этих условиях оказываются выше чем у сталей 42Х13Г12САФ и 12Х13Г12САФ (εт =1,9 и εт =1,25, соответственно см. рисунки 3.28, 3.26 ).
Этот эффект можно считать положительным для стали 40Х13Г12САФ с дополнительным легированием углеродом и азотом, поскольку в ряде реальных условий эксплуатации наплавленных деталей: валков пильгерстана и других происходит реальное циклирование температуры в диапазонах близких к рассмотренному.
8 Плакат
Влияние легирования на ударно-абразивную износостойкость наплавленных сталей после НТЦО
Исследования показали, что результаты испытаний на ударно-абразивное изнашивание наплавленных сталей 12Х13Г12САФ и с дополнительным легированием углеродом 40Х13Г12САФ, углеродом и азотом 42Х13Г12САФ, после ударно-абразивного изнашивания существенно отличаются от результатов испытаний на изнашивания в условиях сухого трения скольжения металл по металлу.
С увеличением числа циклов НТЦО 600↔20 ºС от 2 до 14 относительная ударно-абразивная износостойкость наплавленной стали 12Х13Г12САФ (без дополнительного легирования) изменяется по кривой с максимумом (рисунок 3.35) соответственно 11 циклам.
При этом износостойкость возрастает более чем в 4 раза: с εу.а =5,8 после 2 циклов до εу.а=26,6 после 11 циклов НТЦО. Это можно объяснить дестабилизацией аустенита за счёт выделения дисперсных карбонитридов, как результат активизацией γ→αʹ ДМПИ. Это вызывало значительное самоупрочнение тонкого поверхностного слоя в ходе изнашивания, что и повысило сопротивление изнашиванию. В условиях сухого трения металл по металлу зависимость износостойкости была иная, максимум εу.а =1,6 был достигнут при 5 циклах, а к 14 циклам износостойкость снижалось до εу.а =1,24 (см. рисунок 3.26). В случае дополнительного насыщения стали углеродом (42Х13Г12САФ) в процессе наплавки ударно-абразивная износостойкость имеет при 2-8 циклах высокие значения εу.а =35, εу.а =34,4, соответственно. Далее с увеличением числа циклов НТЦО до 14 она снижается до εу.а =18 (рисунок 3.37). Аналогичная картина наблюдается в случае сухого трения (см. рисунок 3.29). Снижение относительной износостойкости в этом случае можно объяснить чрезмерным распадом аустенита.
В случае дополнительного легирования одновременно углеродом и азотом относительная ударно-абразивная износостойкость возрастает значительно. С увеличением числа циклов НТЦО она увеличивается более чем в 3 раза (рисунок 3.39) с εу.а =24 при 8 циклах НТЦО до 76 при 14 циклов НТЦО. Значительный рост износостойкости можно объяснить большей степенью стабилизации аустенита при наплавке за счёт дополнительного насыщения не только углеродом, но и азотом. В результате такой аустенит, вероятно, в меньшей степени поддаётся дестабилизации при НТЦО. В результате, с увеличением числа циклов НТЦО до 14, кинетика γ→αʹ ДМПИ очевидно оптимизируется.
Сравнение износостойкости разных по легированию исследованных сталей показывает, что наибольшей износостойкостью обладает сталь 40Х13Г12САФ дополнительно легированная углеродом и азотом одновременно. Её максимальная износостойкость εу.а =76 при 14 циклах НТЦО, более чем в два раза выше, ударно-абразивной износостойкости наплавленной стали 42Х13Г12САФ насыщенной только углеродом (2-8 циклов НТЦО), и почти в 3 раза выше износостойкости наплавленной стали 12Х13Г12САФ без дополнительного легирования (11,14 циклов НТЦО) εу.а =27,6 и εу.а =27,2 (рисунок 3.36).
Углеродисто-азотистый метастабильный аустенит и образующиеся из него мартенсит деформации отличается повышенной твёрдостью и износостойкостью. Кроме того, дополнительное легирование азотом обуславливает дополнительно дисперсионное упрочнение за счёт образования и выделения карбонитридов.