Профессор, д.т.н. Ковтунов А.И., аспирант Мямин С.В., инженер Цымбал Р.А., студент Стародубцев А.Д.

Тольяттинской государственный университет, Тольятти, РФ

Термической обработка наплавленных сплавов системы железо - алюминий

Наплавленные сплавы на основе системы железо-алюминий с содержанием алюминия до 30% обладают повышенной износостойкостью и жаростойкостью и находят практическое применение. Структура сплава при этом представляет собой пересыщенный раствора алюминия в α-железе с частичным упорядочением по типу B2 (FeAl) и включениями фазы Fe₃AlС_х [1]. Свойства наплавленного металла во многом определяются степенью пересыщения и степенью упорядочения α-фазы. Для управления структурой и свойствами наплавленного металла было предложено проводить отжиг выше температуры упорядочения сплавов [2] с целью формирования однородного раствора алюминия в α-фазе. Последующее регулируемое охлаждение позволяет получать как стабильный, так и метастабильный фазовый состав в наплавленном металле.

Исследование влияния тепловых условий термообработки на структуру и свойства сплавов системы железо-алюминий проводили на наплавленных валиках с содержанием алюминия до 35% (рис.1). Наплавку проводили на пластины из стали 20 размером 150х150х12 неплавящимся электродом в среде аргона. Для наплавки использовали проволоку Св-А5 диаметром 1 мм.

Необходимый химический состав наплавленного слоя достигается смешиванием переплавленного основного металла и введенного в сварочную ванну присадочного алюминия. Управляя отношением основного и присадочного металла можно получать наплавленный слой с различным содержанием алюминия. Присадочная проволока вводилась в хвостовую часть сварочной ванны, что обеспечивало стабильное формирование наплавленного валика и уменьшало угар алюминия [3]. Скорость подачи присадочной проволоки изменялась в пределах 2,5-8,3 см/с. Наплавку проводили при силе тока 300А. Скорость наплавки составляла 0,25см/с.

Отжиг проводили при температуре 950°С, что выше температур вторичного упорядочения α-фазы. Время выдержки при этой температуре составляло порядка 20ч. Отожженные образцы с различным содержанием алюминия охлаждали в воде, в воздухе и вместе с печью со средней скоростью 100⁰С/час.

Химический состав наплавленного валика контролировался по его сечению на комплексе сканирующего электронного микроскопа LEO 1455 VP (ZEISS, Германия) с блоками рентгеновского энергетического спектрометра INCA Energy-300 и рентгеновского волнового спектрометра INCA Wave-500. Твердость наплавленного металла измеряли согласно требованиям ГОСТ 9013-59.

Фазовый состав определяли с использованием дифрактометра ДРОН-УМ.

Износостойкость наплавленных образцов определяли при изнашивании о закрепленные абразивные частицы. Относительная износостойкость определялась из выражения:

, (1)

где: ∆l_э – линейный износ эталона из стали 20;

∆l_м – линейный износ испытуемого материала.

Рис.1 Наплавленный валик

Проведенные исследования показали, что химический состав наплавленного металла определяется отношением площадей проплавленного и наплавленного металла и зависит от скорости подачи присадочной проволоки при постоянных значениях силы тока и скорости наплавки (рис. 2). Содержание алюминия по сечению наплавленного валика изменялось в пределах 8-35 масс.%. Распределение алюминия по сечению валика - неравномерное. При повышении скорости подачи присадочной проволоки градиент концентраций алюминия по сечению увеличивается (рис. 3).

Отжиг и охлаждение с печью образцов с содержанием алюминия до 8–14% позволило сформировать структуру, состоящую из матрицы с включениями карбидов типа Fe₃AlС_х (рис. 4). Строение матрицы, как и в неотожженных образцах, столбчатое. Отжиг обеспечивает выравнивание содержания алюминия в матрице по сечению наплавленного металла. Матрица наплавки представляет собой смесь двух фаз (твердый раствор алюминия в альфа-железе и плохо упорядоченный интерметаллид, типа FeAl). В отличие от неотожженных образцов включения располагаются в основном по границе зерен. Включения имеют более значительную протяженность. Их длина может достигать 150 мкм, а в наплавленных слоях не более 20 мкм. Включения выделяются в процессе охлаждения из твердого раствора, что подтверждается структурой закаленных образцов.

Рис.2 Зависимость содержания алюминия от скорости подачи присадочной проволоки при I=300A; Vн=0,25см/с

Рис. 3. Распределение алюминия по сечению шва при наплавке I=300A, Vн=0,25 : Vп/п =2,5 см/с ; Vп/п =4,25 см/с ; Vп/п =5,95 см/с; Vп/п =7,65 см/с

Увеличенное количество включений в наплавленном металле подтверждает метастабильное состояние наплавленного металла. При отжиге с охлаждением вместе с печью содержание включений составляет не более 2%, а в наплавленном металле при содержании до 14% алюминия доходит до 15%.

При введении алюминия в сталь в сварочной ванне формируются негомогенные области с повышенным содержанием алюминия, что предопределяет появления большого количества включений в результате реакций взаимодействия алюминия и стали. Последующий отжиг приводит к растворению включений и выделению при охлаждении в соответствии с квазиравновесными условиями. Свойства металла изменяются незначительно: твердость составляет около 12 HRC, микротвердость матрицы на уровне 0,4–0,6 ГПа [1]. Относительная износостойкость понижается по сравнению с наплавленным неотожженным металлом и составляет не более 1–2 (рис.5). Увеличение скорости охлаждения после отжига (охлаждение в воде и на воздухе) приводит к значительному уменьшению количества карбидных включений (рис. 4 (в)).

Рис. 4 Структура наплавленного металла с содержанием алюминия 10–14%: а) после наплавки; б) после отжига при 950°С и охлаждение вместе с печью; в) после отжига при 950°С и охлаждение в воде

Рис. 5 Зависимость относительной износостойкости наплавленного металла от содержания алюминия при охлаждении после отжига: 1 – в воде; 2 – на воздухе; 3 – с печью

При содержании алюминия в количестве 14–20% матрица представляет собой смесь твердого раствора алюминия в альфа-железе и плохо упорядоченной фазы FeAl. В образцах, охлажденных с печью и на воздухе, увеличивается количество карбидной фазы. Карбидная фаза по сравнению с матрицей обеднена по алюминию. При наплавке с увеличением содержания алюминия количество карбидной фазы уменьшается в связи с увеличением скорости охлаждения сварочной ванны. После отжига с охлаждением в печи и на воздухе наблюдается обратная зависимость, т.е. количество карбидной фазы увеличивается. Это обеспечивает повышение износостойкости наплавленного металла. При охлаждении в воде карбидная фаза в структуре практически отсутствует, чем и объясняются невысокие значения относительной износостойкости металла наплавленного валика.

При увеличении содержания алюминия от 20 до 30% количество карбидной фазы уменьшается. Образцы, охлажденные в воде и на воздухе, карбидов не содержат. Образцы, охлажденные с печью, содержат их не более 1-3%. Содержание алюминия в твердом растворе на основе железа в этих образцах намного больше, чем в предыдущих, что обеспечивает повышение твердости и износостойкости. Следует отметить, что максимальной твердостью и износостойкостью обладают образцы, охлажденные на воздухе, что, вероятно, связано со значительным пересыщением α-Fe алюминием и углеродом. Охлаждение в воде приводит к появлению микро- и макротрещин и повышенной пористости образцов (рис. 6). Высокие показатели твердости и износостойкости образцов, охлажденных с печью, связаны с увеличением степени упорядочения α-Fe с образованием фазы FeAl.

Увеличение содержания алюминия более 30% приводит к появлению в структуре включений интерметаллидной фазы Fe₄ Al₁₃ (рис. 7). При этом размеры включений указанной фазы и ее количество заметно не изменяются при отжиге.

Рис. 6 Структура наплавленного металла, отожженного при 950°С, содержащего 20–30% Al: а) охлаждение после отжига на воздухе; б) охлаждение в воде

Рис. 7 Структура наплавленного металла после отжига; содержание Al 34–36%

Вывод:

1. Аргонодуговая наплавка алюминия на низкоуглеродистую сталь при содержании алюминия от 8 до 30 масс.% обеспечивает формирование метастабильной структуры на основе пересыщенного раствора алюминия в α-железе с частичным упорядочением по типу B2 (FeAl) и включений фазы Fe₃AlС_х, расположенных на границе и в теле зерен.

2. Отжиг наплавленного металла при температурах выше температур упорядочения α-твердого раствора алюминия в железе с последующим охлаждением с контролируемыми скоростями позволяет управлять степенью пересыщения и упорядочения α-твердого раствора алюминия в железе и изменять механические и эксплуатационные свойства в широких пределах. Максимальная износостойкость наплавленного металла при содержании алюминия в пределах 25–30 масс.% после отжига с охлаждением на воздухе.

Литература:

1. Ковтунов А.И. Исследование эксплуатационных свойств наплавленных сплавов на основе системы железо-алюминий/ А.И. Ковтунов, Т.В. Чермашенцева//Вопросы материаловедения.-2012.-№3. с.91-96.

2. Банных, О.А. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа: справ. изд. / О.А. Банных, П.Б. Будберг, С.П. Алисова и др. – М : Металлургия, 1986. – 440 с.

2. Сидоров, В.П. Исследование процессов наплавки сплавами на основе алюминия / В.П. Сидоров, А.И. Ковтунов, М.Н. Бородин, Т.В. Чермашенцева // Сварочное производство. – 2009. – № 1. – С. 15–18.