Порошковое материаловедение. Часть 2

Таблица 74

Фазовый состав модифицированной поверхности порошковых легированных сталей (фазы расположены по мере убывания интенсивности рентгеновских линий)

391

ELIB.PSTU.RU

На глубине 160 мкм структура значительно упрощается: количество α-Fе увеличивается до 53 %, количество аустенита остается постоянным (10 %), содержание твердого раствора хрома в железе возрастает до 37 %. На глубине 330, 500, 640 и 780 мкм концентрация α-Fе изменяется от 47 до 59 %.

Следует указать, что установленная стабилизация количества остаточного аустенита на всей глубине ЗЛВ объясняется присутствием атомов хрома, понижающих мартенситную точку. При этом количество твердого раствора хрома в железе повышается в зоне оплавления и остается постоянным в зоне термического влияния.

Расшифровка мессбауровских спектров модифицированной стали СП50Х5М–2 в исходном состоянии показала, что спектр исходного образца содержит α-Fе (53 %), γ-Fе (6,2 %) твердый раствор хрома в железе (41 %), когда в ближайшей координационной сфере находятся только атомы хрома. Качественный РФА подтверждает наличие α-Fе, γ-Fе и отмечает присутствие следов оксида (СrO) и карбида

(Сr7С3) хрома.

После лазерной обработки структура поверхности значительно усложняется: количество α-Fе падает до 40 %, при этом содержание остаточного аустенита сохраняется примерно постоянным, значительная часть железа окисляется. Следует отметить, что количество α-Fе возрастает по глубине ЗТВ до исходного, а аустенита – в 1,5–2 раза больше, чем

висходной стали. Количество твердого раствора хрома в железе на всей глубине ЗЛВ больше, чем в исходной стали.

Лазерное термическое модифицирование легированной стали СП90Г-2 также приводит к некоторому усложнению структуры поверхности материала. Расшифровка мессбауэровских спектров показывает, что в исходной структуре стали содержится исключительно феррит (по данным РСА,

вструктуре присутствует Мn – β-фаза). Структура модифицированной стали представляет собой α-Fе (73 %), FеО

392

ELIB.PSTU.RU

(15,3 %), Fе3О4 (6,6 %), γ-Fе (3 %), Fе3С (1,4 %). На глубине

160 мкм концeнтрация Fе достигает 96,7 %, γ-Fе – до 3,3 %. Далее на всей глубине ЗЛВ содержание аустенита монотонно возрастает до 5,9 %.

Таким образом, количественный фазовый анализ легированных порошковых сталей свидетельствует, что в ходе ЛТМ происходят значительное диспергирование структуры, окисление сталей, перераспределение атомов хрома и углерода с образованием аустенита и твердого раствора хрома в железе. При этом возможно образование высших карбидов хрома и легированных карбидов железа (в незначительной степени и, по-видимому, в нанокристаллической форме). Можно утверждать, что упрочнение исследованных сталей происходит

восновном по механизму закалки из жидкого и твердого состояния. При этом концентрация углерода определяет не только глубину ЗЛВ, но и микротвердость поверхности (см. рис. 147–150), что объясняется увеличением тетрагональности мартенсита, т.е. структурными напряжениями.

Свойства модифицированных сталей. Лазерное моди-

фицирование сталей существенно влияет на триботехнические характеристики материалов. Исследования износа сталей на машине трения СМТ-1М в среде индустриального масла при нагрузке 200 МПа в паре с закаленным (ИКС 52) диском из стали Х12М при скорости движения 1 м/с подтверждают снижение интенсивности изнашивания в 1,5–5 раз

всравнении с неупрочненным состоянием (табл. 75). Установлено, что с увеличением мощности излучения интенсивность изнашивания снижается, что обусловлено увеличением количества твердофазных составляющих (мартенсита, мелкодисперсных карбидов), а также возможностью превращения остаточного аустенита в мартенсит под воздействием механической нагрузки. Максимальную износостойкость имеет сталь СП 10X25-2, обработанная излучением мощностью 600 Вт.

393

ELIB.PSTU.RU

Испытания на коррозионную стойкость сталей осуществляли в растворе 0,3 г/л Nа2SО4 + 0,4 г/л NаС1 (модель оборотной воды, загрязненной хлор-ионами) при температуре 25 °С и непрерывном перемешивании раствора на потенциометрическом комплексе ПИ-50-1 методом поляризационного сопротивления. Установлено, что при потенциалах коррозии E = –0,1...–0,4 В стали растворяются равномерно по реакции Ме° → Ме2 + 2e. Преимущественного перехода в раствор ка- кого-либо элемента при длительных выдержках не наблюдается, следовательно, скорость растворения можно оценивать по току коррозии (табл. 76). Анализ полученных данных свидетельствует, что модифицирование поверхности приводит к снижению скорости растворения материала.

Влияние мощности излучения на коррозионную стойкость неоднозначно. Ток коррозии для марганцовистой (СП90Г-2) и низкохромистой (СП50Х5Н-2) сталей с ростом мощности уменьшается. Для высокохромистой (СП 10X25-2) стали наблюдается обратная тенденция. Однако с увеличением содержания хрома коррозионная стойкость абсолютно возрастает. Установлено, что снижение в стали углерода и возрастание хрома способствует образованию в слабых местах язв с дальнейшим растворением подповерхностного

394

ELIB.PSTU.RU

слоя материала в условиях питтинговой коррозии. Эта особенность наиболее заметна на высокохромистых сталях, что обусловлено исходной структурной неоднородностью порошковых легированных сталей.

Таблица 76 Коррозионная стойкость легированных порошковых сталей

Таким образом, установлено, что лазерная обработка порошковых легированных сталей увеличивает стойкость к равномерной коррозии, создавая одновременно дополнительные условия для протекания локального растворения. В ходе испытаний на поверхности образуются участки с пониженной коррозионной стойкостью, которые в первую очередь и подвергаются растворению с появлением в этих местах язв и более глубоких локальных повреждений – «дыр»

(рис. 151, 152).

395

ELIB.PSTU.RU

Из анализа данных табл. 76 следует, что чем выше коррозионная стойкость к равномерному растворению, тем больше роль «язв» в процессах растворения материала. Так,

вслучае наиболее коррозионно-стойкой стали СП20Х25 после коррозионных испытаний поверхность остается нетронутой, а продукты коррозионных процессов (оксиды) наблюдаются только вокруг «язв». В случае менее коррозионностойкой стали оксиды равномернее покрывают поверхность.

Установлено, что для стали СП80Х5-2 наблюдается снижение коррозионной стойкости по глубине образца. Это объясняется фазовой и микроструктурной неоднородностью ЗЛВ и главным образом наличием остаточного аустенита в ферритной матрице (табл. 77). Смещение процессов растворения

вменее стойкие подповерхностные слои обусловливает разрушение самой поверхности, что может способствовать катастрофическому разрушению материала.

Таким образом, возникает необходимость более детального исследования механизма коррозионного износа порошковых легированных сталей для выяснения причин образования «язв» и возможности их устранения.

Несмотря на специфику исследуемых материалов процесс образования «язв» можно идентифицировать с процессами, протекающими при межкристаллитной (ММК) и питтинговой (ПК) коррозии.

ММК в корозионно-стойких сталях обычно наблюдается после ТО, приводящей к образованию на границах зерен новых фаз, различающихся химическим составом. В хромистых ферритных сталях растворимость углерода очень мала, поэтому в них интенсивное карбидообразование по границам зерен происходит непосредственно в процессах охлаждения с высоких температур. Такие условия характерны, например, при сварке в зоне, прилегающей непосредственно к наплавленному металлу. Возникновение ММК в сталях мартенситного класса с низким содержанием хрома связано в общем

397

ELIB.PSTU.RU

виде с двумя механизмами карбидообразования: при температуре выше 800 °С сталь находится в аустенитном состоянии и выделение углерода обусловлено режимом ТО (в частности, скоростью охлаждения); при охлаждении ниже точки мартенситного превращения карбиды могут выделяться при низкотемпературном отпуске в интервале 300–600 °С.

Таблица 77

Коррозионная стойкость порошковых легированных сталей при ЛТМ со сканированием

Для питтинговой коррозии резко выраженного влияния структурного фактора не установлено. Понижение стойкости связано с локальным изменением химического состава аустенита и появлением фаз мартенсита и феррита. Поэтому питтингообразование наблюдается предпочтительно на межзе-

398

ELIB.PSTU.RU

ренных границах (в двухфазных сталях) либо на неметаллических включениях (в однофазных).

Справедливо полагать, что влияние химического состава на питтинговую коррозию значительно превосходит влияние структурного фактора и зависит, в частности, от ориентировки зерен аустенита и феррита. Термическая обработка, приводящая к появлению в структуре других фаз, ухудшает стойкость стали к питтинговой коррозии вследствие возникновения участков, обедненных хромом и молибденом. Присутствие в структуре стали избыточных фаз способно увеличить склонность материала к питтингообразованию ввиду возможной неустойчивости новых фаз, которые активизируются при потенциалах более электроотрицательных, чем потенциал питтингообразования твердого раствора. Это обусловлено также и уменьшением стойкости самого твердого раствора в зонах, непосредственно прилегающих к частицам новой фазы (в частности, из-за фазовых напряжений, вызванных выделением новой фазы из твердого раствора).

Таким образом, можно предположить, что доминирующая причина образования на поверхности «язв» состоит в недостаточной химической однородности поверхности порошковой хромистой стали после ЛТМ.

В целях детального исследования механизмов коррозии дополнительно изучались порошковые стали (пористостью

12–14 %) марок СП20Х13, СП50Х5М, СП80Х5 и СП80, леги-

рованные хромом по шликерному методу (путем нанесения слоя шликера на основе покрытия МЦС-510) с последующей обработкой лазером ЛТ1-2М при мощности излучения 600 Вт, скорости перемещения образцов 52 мм/мин в режиме сканирования (частота вращения сканатора 242 об/мин, диаметр развертки 8 мм). Исходная структура сталей крайне неоднородна, что обусловлено исходным неравномерным распределением порошков легирующих элементов в шихте.

399

ELIB.PSTU.RU

По данным РФА, в хромистых сталях СП50Х5М, СП80Х5 присутствует твердый раствор хрома в феррите. Структура стали СП20Х13 двухфазная, в структуре стали СП80 присутствуют участки феррита, что обусловлено некоторым обезуглероживанием поверхности при спекании. В ходе ЛТМ на поверхности образцов образовалась ЗЛВ, состоящая из зоны оплавления, глубиной 300–360 мкм и ЗТВ глубиной 120–200 мкм.

Атомно-адсорбционным методом установлено, что при стандартных коррозионных испытаниях в пробах присутствует хром (чувствительность метода по хрому относительно железа не хуже 1 %). Полученные данные свидетельствуют о преимущественном растворении из сплава железной со-

ставляющей по термодинамически возможной реакции растворения Fе = Fе2+ + 2 e.

Сравнение тока коррозии, рассчитанного из поляризационных кривых и по данным атомно-адсорбционного метода, показало, что часть тока тратится на образование поверхностных оксидов (см. табл. 77) по реакции 3Fе + 4Н2О = = Fе3О4 + 8Н + 8 e. Расчетные значения толщины оксидного слоя полностью совпадают с литературными данными [24].

Морфология поверхности стали СП80Х5 в исходном состоянии и после обработки показывает, что видимых отличий поверхности других сталей не наблюдается. Таким образом,

висследуемом режиме ЛТМ более коррозионно-стойкая поверхность содержит меньшее количество оксидов, генерируемых преимущественно «язвами». На основании данных табл. 77, результатов фрактографического и химического анализов можно утверждать, что коррозионная стойкость сталей СП50Х5М, СП20Х13, СП80 + Сr при ЛТМ в режиме со сканированием возрастает в 2–6 раз, стали СП80Х25 –

в1,5 раза.

Следует отметить, что последующая после лазерной обработки сталей полировка поверхности несколько улучшает

400

ELIB.PSTU.RU