Прогрессивные технологии восстановления и упрочнения деталей машин

Фотографии микроструктуры и микрогеометрии порошка сплава Fe-Ti представлены на рис 5.4. В исходном состоянии частицы порошка имеют осколочную форму, что характерно для распыленных водой достаточно вязких расплавов, и покрыты слоем оксидов титана (рис. 5.4, б, в). При прохождении через рабочую зону установки частицы порошка подвергаются частичному оплавлению и приобретают сферическую форму уже без признаков оксидной пленки на поверхности (рис. 5.4, г). На крупных частицах происходит сглаживание неровностей (рис. 5.4, д), а те из них, которые подвергались нагреву до высоких температур с последующим быстрым охлаждением, но не достигали температуры плавления, приобретают рельеф поверхности, связанный с растрескиванием оксидной пленки и формированием структуры, напоминающей видманштетгову, что свидетельствует о высокой температуре нагрева (рис. 5.4, е).

Микроструктура частицы порошка (рис. 5.4, а) представляет собой мартенсит на основе малоуглеродистого твердого раствора титана в железе, имеющего твердость 3200 МПа. Такая структура соответствует диаграмме состояния железо-титан. Согласно этой диаграмме, титан выклинивает у-область

ив интервале концентраций 0—5% мае. образует с а-железом непрерывный ряд твердых растворов. Поскольку с понижением температуры концентрация титана в а-железе уменьшается, сплавы упрочняются при старении за счет выделения фазы Fe2Ti. Таким образом, использование порошков на основе систем железо-титан является перспективным.

Сточки зрения использования для электромагнитной наплавки представляют также интерес сплавы системы железо-ванадий. Ванадий так же, как

ититан, образует с железом непрерывный ряд твердых растворов, замыкая границу существования а + у и у-фаз примерно при 1% ванадия. Следовательно, сплавы Fe-V обладают высокими магнитными свойствами. При быстром охлаждении пересыщенного ванадием твердого раствора образуется мартенсит, твердость которого определяется концентрацией ванадия в сплаве. Фото-

графии микроструктур порошковых частиц сплавов Fe-2% V и Fe-10% V приведена на рис. 5.5, а и 5.6, а. Присутствие в сплавах углерода приводит к выделению карбидов по границам зерен. Чем больше этих выделений, тем ниже твердость сплава. Так, сплав Fe-2%V имеет твердость 6520 МПа, а сплав Fe-\0%V— 4780 МПа.

150

после отпуска; высокая дисперсность карбидных фаз, способствующая получению равномерной структуры покрытия.

Были изучены порошки быстрорежущих сталей (Р6М5К5 и Р6М5ФЗ) двух сплавов, полученные путем распыления азотом. Эти стали являются наиболее распространенными и несколько отличаются по структуре и фазовому составу.

На рис. 5.7 и 5.8 показаны форма, размеры и микроструктура порошковых частиц этих сталей. Почти все они имеют на поверхности выступы или кратеры, образовавшиеся при столкновении мелких затвердевших частиц с более крупными, находящимися в жидком состоянии (рис. 5.7, б, в и 5.8, б). Размер частиц находится в пределах 50—300 мкм. Среди частиц порошка встречаются полые скорлупообразные частицы (рис. 5.7, е). При больших увеличениях видно ячеистое строение поверхности частиц (рис. 5.8, в). Поверхность некоторых частиц покрыта оксидными пленками (рис. 5.7, г). При прохождении через рабочую зону установки внешний вид большинства частиц не претерпевает изменений, что связано с более высокой температурой их плавления (рис. 5.8, г). Одновременно отмечается несколько меньше выступов на крупных частицах в результате отделения от них более мелких частиц при нагреве и охлаждении. При большом увеличении видно ячеистое строение поверхности частиц (рис. 5.7, д, е; рис. 5.8, д). Твердость частиц обеих сталей примерно одинакова и составляет 5100—5500 МПа.

Микроструктура частиц порошка стали Р6М5К5 (рис 5.7, а) тонкодисперсная, ячеисто-дендритная. Основными фазами являются: твердый раствор в виде мартенсита (темная составляющая) и остаточный аустенит (светлая составляющая), а также мелкие равномерно распределенные в металлической матрице (в основном, в мартенсите) карбиды типа М2С, М6С, М3С2.

В крупных порошковых частицах стали Р6М5ФЗ по границам бывших аустенитных зерен при кристаллизации успевает выделиться эвтектика из карбида МС на основе ванадия и аустенита (рис. 5.8, а), местами вырождающаяся в сетку карбидов.

159