Разработка и опробование технологии плазменной наплавки на рельсовую сталь и сталь Гатфильда

Цикл статей:
Глава 1 – Формирование структуры и свойств при плазменной наплавке износостойких покрытий на медь и высокоуглеродистую, марганцовистую стали

Исследование влияния отпуска и исходного состояния рельсовой стали на механические свойства основного металла, наплавки и переходной области

Известно, что релаксация остаточных микронапряжений может протекать в ходе нагрева металла после наплавки. В частности отпуск стали часто применяется для снятия остаточных макро- и микронапряжений. В связи с этим, представляло интерес исследование влияния отпуска на механические свойства границы наплавки и основного металла.

В качестве объекта исследования была выбрана рельсовая сталь в отожженном (850 °С, 2 часа до 600 °С и охлаждение на воздухе) и закаленном состоянии (закалка от 830 °С в масло и отпуск при 500 °С

89 50 мин). Отпуск после наплавки осуществляли при 450 °С в течении 1 часа.

Результаты испытаний поперечных образцов представлены в табл. 5.1. Видно, что отпуск несколько снижает значения прочности и предела текучести.

Однако, пластичность (относительное удлинение) практически не изменяется для исходного закаленного состояния и несколько возрастает для отожженного. Следует отметить, снижение величины поперечного сужения для наплавки на закаленную рельсовую сталь, что, по-видимому, связано с образованием дефектов типа микротрещин при наплавке на высокоуглеродистую закаленную рельсовую сталь.

В пользу этого предположения свидетельствуют данные испытаний на ударную вязкость (табл. 5.2). Уровень ударной вязкости на границе наплавки для исходной закаленной рельсовой стали ниже, чем после наплавки на отожженную рельсовую сталь.

Таким образом, отпуск после наплавки на рельсовую сталь не является эффективной релаксационной обработкой. Особенно при наплавке на закаленную рельсовую сталь.

Результаты исследования влияния исходного состояния рельсовой стали на механические свойства и сопротивление разрушению при изгибе представлены на рис. 5.1. и рис. 5.2.

Видно, что при близких значениях разрушающего напряжения о_р и напряжения общей текучести о_0т суммарная работа разрушения и ее составляющие – работа зарождения А₃ и распространения А_р трещины существенно выше при наплавке на отожженную рельсовую сталь, чем на сталь подвергнутую закалке. Кроме того, важно отметить, что при наплавке на закаленную рельсовую сталь провал твердости вблизи границы наплавленного слоя со стороны основного металл, что является следствием разупрочнения закаленной рельсовой стали в ходе нагрева поверхности металла при наплавке (рис.5.3).

Таким образом, из полученных результатов следует, что для получения качественной наплавки на рельсовую сталь предпочтительно ее осуществлять на предварительно отожженный металл во избежание получения высоких уровня напряжений и неоднородности свойств в поперечном направлении.

Исследование влияния ударного наклепа на механические свойства, фазовый состав и уровень остаточных микронапряжений при наплавке хромомарганцевого сплава на рельсовую сталь

Известно, что релаксация остаточных напряжений, возникающих при термическом воздействии в металле, может быть инициировано фазовым превращением в результате пластической деформации. В связи с этим, исследовали влияние теплого ударного наклепа на механические свойства и структурное состояние наплавки на рельсовую сталь.

Влияние ударного наклепа на механические свойства и сопротивление разрушению металла основы, границы наплавки и наплавленного металла представлено на рис. 5.1 и рис. 5.2. Видно, что прочностные свойства после ударного наклепа на границе наплавки и в наплавленном металле близки. При этом сопротивление разрушению (А_3; А_р и А^) в результате наклепа снижаются.

С целью выяснения причин такого изменения механических свойств и сопротивления разрушению проводили анализ влияния ударного наклепа на фазовый состав и уровень внутренних микронапряжений наплавки на рельсовую сталь.

Известно, что склонность к хрупкому разрушению стали и сплавов зависит в основном от их структурного состояния – количества фаз и их соотношения, уровня внутренних напряжений и степени однородности их распределения.

Проведено рентгеноструктурное исследование структурного состояния наплавки из сплава 65Х25Г13НЗ на поверхность термообработанных рельсов Исследованию подлежали три типа обработок.

1. основа- рельсовая сталь (закалка в масло 830 °С, 50 мин, отпуск 500 °С)

+ наплавка порошком 65Х25Г13НЗ + наклеп (ударная обработка);

1. основа – рельсовая сталь + отжиг 850 °С, 2 часа, охлаждение с печью до 600 °С, далее на воздухе + наплавка порошком 65Х25ПЗНЗ + наклеп (ударная обработка);
2. основа- рельсовая сталь (закалка в масло 830 °С, 50 мин, отпуск 500 °С) + наплавка порошком 65Х25ПЗНЗ.

Объектами исследования являлись образцы (20^х20^х20),вырезанные из наплавленных рельсов, сошлифованных по сечению.

Рентгенографирование проводили с поверхности и по глубине наплавки (на расстоянии 3,5; 6.5; 8.5; 10; 11; 12; 14.5 мм от поверхности) на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3 в Ее излучении, в режиме записи дифрактограмм интерференционных линий (111)у, (311)у и (110)а, (211)а

Определяли количество фаз – а и у – из соотношения интенсивностей интерференционных линий (111) у-фазы и (110) а- фазы.

Об уровне внутренних остаточных микронапряжений судили по ширине интерференционных линий (311)_у у-фазы и (211)_а а- фазы, прямо пропорциональной их величине. Для выяснения характера процессов, протекающих в твердом растворе при наплавке сплава на рельсовую сталь определяли период кристаллической решетки а_у у- фазы. Локальную концентрацию микронапряжений оценивали из доли площади «хвостов» дифрактограмм к общей интенсивности (площади) дифрактограмм.

Характер изменения структурного состояния по сечению наплавленного рельса одинаков для трех исследуемых состояний.

Наплавка представляет собой металл с гранецентрированной кристаллической ешеткой (ГЦК) – у- фазой и небольшим количеством (15-25%) а- фазы- с ОЦК решеткой.

На рис.5.4 представлена дифрактограмма интерференционных линий (111) у-фазы и (110) а- фазы по сечению наплавленного рельса (для обработки 1). Она иллюстрирует изменение соотношения интенсивностей у и а фаз по глубине наплавленного слоя: интенсивность линии (111)_у 1у уменьшается, а 1_а – (111) а-растет, и на границе количество у – фазы уменьшается и она исчезает. Толщина слоя с ГЦК – решеткой составляет

12 мм.

Изменение количества у-фазы и а-фазы по глубине наплавки для трех обработок представлена на рис.5.5.

В наплавленном слое количество а- фазы больше в образце после обработки 1 и 2 , где исходной обработкой рельса перед наплавкой была закалка и отжиг с последующим наклепом, чем после обработки 3. а-фаза на поверхности наплавки, по-видимому, возникает как результат у-а превращения при наклепе – конечной обработке наплавленного слоя.

На рис. 5.6. представлены зависимости периода кристаллической решетки у-фазы по глубине наплавки. Для обработок 1 и 2 они аналогичны.

Период решетки легированной у-фазы на поверхности наплавки выше и монотонно уменьшается с увеличением глубины наплавленного слоя. Напротив, как следует из измерения периода решетки а-фазы его значение возрастает от ”тела ” рельсовой стали к границе наплавки. Так, на глубине й=14.5мм, где наплавки нет, а_а=2.8606 А, а при 11=10 мм – вблизи границы наплавки аа=2.862 А.

Как известно, при растворении легирующих элементов Сг, №, Мп в мартенсите, феррите и аустените происходит увеличение периода кристаллической решетки. Соответственно – снижение их содержания свидетельствует об обеднении твердого раствора этими элементами.

Исследуемые образцы вырезаны из рельсовой стали имеют достаточно малые размеры, что исключает влияние макронапряжений, определяемых по смещению максимума интерференционных линий. Поэтому изменение значений периода кристаллической решетки по глубине наплавленного слоя, определенные по максимуму интерференционных линий (311) у-фазы и (211) а-фазы, свидетельствует об уменьшении содержания легирующих элементов в у-фазе и об обогащении а-фазы этими элементами.

Полученные данные позволяют считать, что при наплавке происходит диффузия легирующих элементов внутрь слоя, следовательно и в а-фазу у границы наплавленного слоя.

На рис. 5.7 представлена зависимость ширины интерференционных линий у-фазы (311)_у по глубине наплавки на рельсовую сталь после обработок 1,2 и 3.

Отсюда следует, что уровень внутренних микронапряжений вблизи границы (ширина линий) намного ниже в наплавке после обработок 1 и 2, чем обработки 3. Однако, для обработок 1 и 2 характер изменения ширины линий, а следовательно, уровня внутренних микронапряжений одинаков.

На поверхности возникают высокие внутренние микронапряжения. По глубине слоя наплавки их средний уровень снижается, о чем свидетельствует уменьшение ширины линий (311)_т. Причем оно не монотонно: следовательно с глубины 3,5-4 мм до границы слоя микронапряжения несколько повышаются, оставаясь значительно ниже их значений на поверхности.

Однако, при этом локальная концентрация остаточных микронапряжений (микронапряжений, уравновешивающихся в областях, на несколько порядков меньших размера зерна) в у-фазе возрастает по мере приближения к границе наплавки для обработки 1 (рис. 5.8). Тогда как локальные микронапряжения без наклепа снижаются к границе наплавленного слоя, что вероятно является их релаксации образованием микротрещин.

Это подтверждается металлографическими исследованиями поперечных шлифов, где видны микротрещины на границе наплавленного слоя без ударного наклепа (рис. 5.9).

Таким образом, наиболее высокая локальная концентрация микронапряжений после наклепа имеет место на границе наплавки, а средний уровень микронапряжений здесь ниже, чем в середине и на поверхности наплавки. Это значит, что микронапряжения, хотя и не велики, но распределены неоднородно. Однако, а- твердый раствор (феррит) на границе должен быть более прочным, чем в ”теле” основного металла, так как обогащен легирующими элементами. Это должно снижать вероятность хрупкого разрушения.

Исходя из ширины рентгеновских интерференционных линий внутренние микронапряжения в а-фазе ниже чем в у-фазе (рис. 5.7 и рис. 5.10, 5.11). На поверхности после обработки 1 и 2 микронапряжения в а- фазе меньше, чем в более глубоком слое, что по-видимому, связано с их релаксацией при наклепе последнего наплавленного слоя и отсутствия новых наплавленных слоев. По глубине слоя микронапряжения в а- фазе монотонно снижаются к границе слоя, и в теле основного металла практически отсутствуют (рис. 5.10 и 5.11).

Таким образом, в результате наплавки на рельс возникает слой, структурное состояние которого неоднородно по его глубине. Характер изменения по сечению одинаков для исследованных обработок:

• Наплавленный слой имеет двухфазную структуру – в основном у-фазу + небольшое количество а- фазы;
• При наплавке возникают высокие внутренние микронапряжения в у-фазе. Они снижаются по глубине слоя, в случае обработки с наклепом, тогда как возрастают без наклепа. Средний уровень микронапряжений в а- фазе снижается к границе слоя, и в теле основного металла отсутствуют;
• Происходит диффузия легирующих элементов вглубь слоя и дополнительное легирование а-фазы (феррита) на границе слоя, что должно уменьшать вероятность зарождение трещин;
• При соблюдении одинаковых прочих условий обработки рельсовой стали, включающие проведение наплавки и завершающей ударной обработки, исходная термообработка по полученным данным, оказывает влияние на уровень внутренних микронапряжений в наплавленном слое и имеет значение для выбора наиболее технологичных режимов наплавки. При исходном состоянии отожженной рельсовой стали – уровень микронапряжений в слое получается ниже, чем при наплавке на закаленную рельсовую сталь. Поэтому этот режим предпочтителен для обеспечения более оптимальных эксплуатационных характеристик рельсовой стали с наплавкой.

Таким образом, отличие варианта наплавки без наклепа от режимов с наклепом, главным образом состоит в напряженном состоянии полученного слоя: создается высокий уровень микронапряжений на границе наплавки, что представляет опасность преждевременного разрушения.

Введение теплого наклепа наплавленного слоя приводит к релаксации микронапряжений у его границы за счет у->а превращения.

Исследование состава и механических свойств при плазменной наплавке на сталь Гатфильда хромомарганцевого порошкового сплава

Эксперименты проводились с целью определения влияния проковки на уменьшение остаточных напряжений и продольной деформации наплавленного образца. Наплавка всех образцов проводилась на усовиках крестовины, наплавляли по два слоя по следующему режиму: ток наплавки 1=190 А ( для 1-го слоя ), 180 А ( для 2-го слоя ), 11=40 В, расход аргона О =1 м³/ч, поперечная скорость движения плазмотрона Упопер.=20мм/сек, продольная скорость движения плазмотрона Упрод.=10мм/сек, расход порошка 0,3 г/сек. Толщина каждого наплавленного слоя составила 2,5 мм и длина 600 мм. Были выполнены следующие эксперименты: а) наплавка без ударного наклепа, б) наплавка с ударным наклепом и энергией удара 5 Дж и в) наплавка с ударным наклепом и энергией удара 10 Дж. В каждом случае проводили измерение стрелы прогиба, которая оказалась равной 1,41 мм, 1,28 мм 1,20 мм соответственно. Таким образом проковка снизила величину прогиба наплавки, проведенной с проковкой 5 Дж на 0,13 мм, а проведенной с проковкой 10 Дж на 0,21.

Проковка по своему действию противоположна наплавке. Она вызывает деформацию растяжения и напряжения сжатия, которые могут в 105

некоторой степени уравновесить напряжения растяжения. Кроме того, проковка повышает плотность наплавленного металла, залечивает мелкие трещины и закрывает поры. Для повышения эффекта проковки ее необходимо вести с применением энергии удара не менее 10 Дж. Другим путем повышения эффективности проковки является использование высокой температуры наплавленного слоя, что значительно облегчает работу деформации. Поэтому необходимо стремиться приблизить по времени процесс проковки наплавленного слоя к моменту его наплавки.

Наплавка проводилась порошком 65Х25Г13НЗ на реальный образец, вырезанного из новой крестовины, в несколько слоев, с промежуточной абразивной зачисткой между слоями и ударным наклепом каждого наплавленного слоя для снятия остаточных напряжений. При этом общая толщина наплавки составила 22 мм. С целью определения механических свойств металла основы, наплавки и переходной области (границы) были проведены комплексные механические испытания образцов, вырезанных в продольных и в поперечных направлениях.

Химический состав основного металла (ОМ) крестовины и наплавленного металла (НМ) представлен в таблице 5.3.

Твердость.

Измерения значений твердости НКС проводили на глубину наплавленного слоя до 20 мм и основного металла до 30 мм. Как видно из рис. 5.12. на глубине 30 мм ОМ твердость составляет 9-12 НК.С. По мере приближения к границе твердость возрастает до 17-20 НКС на глубине ~ 2 мм. На границе уровень твердости резко возрастает и составляет 32-34 НКС. Далее в наплавленном металле от границы и до глубины 20 мм уровень твердости стабилен и составляет 32-35 НКС.

Механические свойства при растяжении

Как видно из представленной на рис. 5.13. диаграммы растяжения продольных образцов из наплавленного металла (НМ), переходной зоны (ГР) и основного металла (ОМ) образец из НМ разрушился при наибольшей нагрузке равной приблизительно 2900 кг, в то время как, для разрушения образцов из ГР и ОМ потребовалось приложить нагрузку в 1,7-2,0 раза меньшую.

Следует отметить, что характер разрушения у всех образцов был хрупким. На рис. 5.14 приведены диаграммы растяжения поперечных образцов из наплавленного и основного металла сердечника.

Образец 1 разрушился уже при нагрузке ~ 750 кг. Разрушение произошло по зоне сплавления и носило вязкий характер. Разрушение образца 2 имело место при значительно более высокой нагрузке ~ 3000 кг, прошло по наплавленному металлу и было хрупким. Наибольшую нагрузку выдержал образец 3. Разрушающая нагрузка составила ~3700 кг, образец разрушился по основному металлу хрупко.
На рис. 5.15 представлены механические свойства металла основы, наплавки и переходной зоны. На продольных образцах наилучшие свойства показал НМ. Временное сопротивление составило 951 Н/мм2, при уровне пластичности 5= 9,1%, механические свойства ГР значительно ниже: при пределе прочности 501 Н/мм2 и а0,2 = 348 Н/мм2 удлинение составило всего 1,6%. Наблюдался большой разброс значений ав от образца к образцу: от 433 до 553 Н/мм2

Прочностные свойства ОМ находятся практически на уровне ГР. Если о_в = 558 Н/мм² несколько выше, чем у ГР, то <т₀,2⁼ 324 Н/мм² – ниже. Однако, пластичность ОМ весьма высока и составляет 6= 15,0%.

Однако, по уровню прочности о_в и пластичности 5 основной металл несколько уступает обычно наблюдаемым свойствам литой стали 110Г13Л – о_в = 800-1000 Н/мм², § = 25-35%.

Испытания поперечных образцов, показали, что они обладают самыми низкими прочностными свойствами: временное сопротивление составляет всего 376 Н/мм² при относительном удлинении 5 = 3,6%.

Ударная вязкость

Результаты испытаний на ударную вязкость представлены в табл. 5.4. Ударная вязкость образцов НМ, как взятого непосредственно у границы, так и на расстоянии 10 мм, близка по значению : 8,7 Дж/см² и 7,5 Дж/см². Излом хрупкий, зона вязкой составляющей в изломе В=0%. Следует отметить, что в изломе вскрылись мелкие округлые поры с неокисленной поверхностью. Испытания ОМ дали прямо противоположные результаты. КСИ образца, находящегося непосредственно у границы, составила 143 Дж/см², а у образца, удаленного от границы на 10 мм, КСИ=212 Дж/см², что в 18-25 раз превышает значение КСИ наплавленного металла. Характер излома – вязкий. Доля вязкой составляющей в изломе В составляет 100%.

Механические свойства при испытании на статический изгиб

На рис. 5.16. представлена диаграмма испытаний на статический изгиб продольных образцов с надрезом из НМ и ОМ, взятых непосредственно у границы и с расстояния 10 мм от нее. Из рис. 5.16. видно, что разрушение обоих образцов из НМ носило хрупкий характер, тогда как ОМ показал высокие пластические свойства.

В таблице 5.5. приведены механические свойства при испытании образцов с надрезом.

Так, если разрушающее напряжение для образцов из НМ составляет 1612 и 1731 Н/мм² соответственно, то для образцов из ОМ оно в 1,4 раза ниже. Пластические же свойства образцов из ОМ в 11-14 раз выше, чем у НМ. Причем Г_пл образца, удаленного от границы на 10 мм, в 2 раза выше, чем у образца, находящегося непосредственно у границы. Такая же тенденция наблюдается и у образцов от НМ. Работа зарождения трещины Аз образцов НМ низкая, особенно у образца вблизи от границы -1,7 Дж/см² . При удалении от границы наплавки А₃ НМ возрастает до 6,5 Дж/см² . Суммарная работа разрушения у обоих образцов ОМ близка по значениям (48,8 и 52,7 Дж/см²) и в 2-3 раза превышает А^ образцов от НМ.

Однако, и в этом случае удаление от границы наплавки повышает работу зарождения трещины от 15,3 до 25,7 Дж/см².

Более низкие значения сопротивления зарождению трещины вблизи границы наплавки, по-видимому, являются следствием изменения состава и структуры металла в результате оплавления поверхности, а также образованием дефектов, связанных с процессом наплавки.

На рис. 5.17. представлены диаграммы испытаний на изгиб поперечных образцов без надреза. Видно, что пластичность образца №1 значительно выше, чем №2.

В таблице 5.6 представлены механические свойства образцов: Г_пл образца № 1 в 7,3 раза превышает значение этого показателя у № 2. Следует отметить, что при испытаниях в изломе образца № 2 вскрылся окисленный участок на границе ОМ-НМ.

Наибольшее разрушающее напряжение у образца № 1 -1170 Н/мм² при самом высоком значении суммарной работы разрушения Ау = 32,7 Дж/см².

Наименьшей А^ обладает образец № 2, т.к. работа зарождения трещины в данном случае равна всего А₃= 2,5 Дж/см².

Таким образом, разброс значений характеристик пластичности и сопротивления зарождению трещины наплавленного и основного металла зависит от расстояния от границы наплавки и металла основы и обусловлен наличием дефектов в области переходного слоя.

Фрактографические исследования поверхности разрушения. Оценка микроструктуры основного металла, наплавки и переходной области при плазменной наплавке хромомарганцовистого сплава на сталь Гатфильда. Механизм образования трещин на поверхности области стыка наплавленного слоя металла основы.

Фрактографические исследования поверхности разрушения.

Разрушение металла основы литой стали 100Г13Л происходит по хрупкому межзеренному механизму с участками вязкого разрушения (рис. 5.18). В изломе наблюдаются крупные фасетки до 500-700 мкм межзеренного скола. Рельеф поверхности излома сильно выражен и изменяется в пределах до 1-1,5 мм.

Поверхность разрушения в области 1-го наплавленного слоя также носит смешанный характер – межзеренные фасетки хрупкого скола чередуются с вязкими участками (рис. 5.19). Строение излома более дисперсное, чем основного металла, что отражает кристаллизацию наплавки в условиях больших скоростей охлаждения. Видны вторичные трещины, характерные для межзереного разрушения (рис. 5.19 б)).

Излом в условиях 2-го и 3-го слоев наплавки такой же как и 1-го слоя. Однако, в области 2-го слоя доля вязкого разрушения существенно меньше (рис. 5.20 а)). Встречаются крупные до 100-150 мкм хрупкоразрушенные неметаллические включения, которые располагаются вблизи границ между наплавленными слоями (рис. 5.18 б))

По данным микрорентгеноспектрального анализа в состав их входит хром, что свидетельствует об образовании в процессе наплавки окислов сложного состава.

На границе между наплавленными слоями встречаются дефекты типа пор, иногда заполненные неметаллическими включениями сложного состава (рис.5.21). Как показал микрорентгеноспектральный анализ в состав таких включений входят также марганец, кремний и хром.

Таким образом, более высокий комплекс свойств наплавленного металла связан с дисперсной литой структурой, образующейся при охлаждении наплавки. Наблюдаемые различия в строении излома наплавленных слоев, вероятно, обусловлены различными условиями охлаждения и наклепа при послойном наплавлении.

Крупные дефекты типа пор и неметаллических включений на границах между наплавкой и основным металлом и между наплавленными слоями является причиной неоднородностей механических свойств и сопротивления разрушению на поперечных образцах.

Оценка микроструктуры основного металла стали Гатфильда, наплавки сплавом 65Х25Г13НЗ и переходной области.

Исследование микроструктуры проводили на поперечных и продольных шлифах, вырезанных из сердечника крестовины в разных участках. Выявление микроструктуры основного металла проводили путем травления в 10% НС1, а металла наплавки в 3% НМО₃.

Микроструктура металла основы – стали 110Г13Л представляет собой аустенит с крупными зернами литой структуры (рис. 5.22, 5.23.). Размер зерен литой структуры стали Гатфильда составляет 400-1500 мкм.

Микроструктура наплавленного металла существенно более мелкозернистая (рис. 5.24). Отмечается большая неоднородность этой структуры по слоям наплавленного металла. Так, вблизи поверхности раздела ОМ-НМ структура с ярковыраженными признаками литого металла. Видны дендритные кристаллы и крупные зерна (рис.5.24). Далее следует микроструктура с рекристаллизованной структурой. Размер зерен аустенита в этой области наплавки соответствует 30-100 мкм. На границе раздела между наплавленными слоями видны дефекты в виде пор и неметаллических включений. Крупная пора на границе между наплавленными слоями представлена на рис. 5.25. Ее размер достигает 100-300 мкм. Встречаются поры и большего размера до 400-600 мкм.

После пластической деформации в микроструктуре основного металла видны двойники и 8-фаза, закономерно располагающаяся в пределах одного зерна литой структуры (рис. 5.23).

Наибольший интерес представляет граница раздела НМ-ОМ (рис. 5.22). На самой границе обнаружен слой смешанной структуры ОМ и НМ, образовавшийся в результате перемешивания расплавленного металла основы и наплавки. Толщина этого слоя составляет 150-500 мкм. Хорошо виден дефект оплавления границ аустенитных зерен в поверхностных слоях основного металла и затекания в них жидкого расплава наплавки. Такие “ручьи” расплавленного металла наплавки иногда достигают размера нескольких зерен литой структуры металла основы.

Это, с одной стороны, повышает эффективность сцепления наплавленного слоя с подложкой, поскольку “ручеистое” межзереное внедрение металла наплавки в основной металл не дает возможности отслоения его от матрицы. Это, кстати говоря, объясняет тот факт, что при растяжении поперечных образцов разрушение не всегда происходит строго по границе раздела ОМ-НМ, а в силу случайных причин может быть локализовано в наплавке или металле основы.

С другой стороны, такое внедрение в металл основы расплава наплавки должно упрочнять приповерхностные слои металла основы и охрупчивать их, что также находит подтверждение при испытаниях образцов, вырезанных на разных расстояниях от границы раздела ОМ-НМ. Чем ближе образцы к поверхности раздела, тем меньше пластичность при изгибе и работа зарождения трещины.

О механизме образования трещин на поверхности области стыка наплавленного слоя и металла основы.

На рис. 5.26. представлена панорама трещины, обнаруженной в конце наплавки. Эта трещина разрушает небольшой по толщине слой (непротравленный на рис. 5.26) металла наплавки и распространяется в металл основы по межзеренному механизму. Причем распространение ее происходит по границам зерен основного металла, практически не содержащим следов затекшего расплава наплавки. Не исключено, что такие границы являются наиболее слабыми с точки зрения развития трещины, где под воздействием высоких остаточных растягивающих термических напряжений в месте окончания наплавки происходит растрескивание.

Следует отметить также, что на поверхности наплавленного металла в месте образования трещины наблюдается повышенная загрязненность наплавленного металла неметаллическими включениями.

Таким образом, наблюдаемая в области окончания процесса наплавки хрупкая трещина обладает рядом характеристик, в том числе необычных особенностей:

• трещина интеркристаллитная;
• трещина пересекает наплавку, зону конвективного перемешивания жидкого расплава наплавки и металла основы, область внутреннего окисления металла основы и распространяется по границам литых кристаллитов металла основы;
• ширина русла трещины возрастает не от вершины к поверхности, как это должно было бы быть при зарождении трещины на поверхности и распространении ее внутрь металла, а наоборот, по мере углубления ее в металл основы;
• вблизи поверхности наплавки у русла трещины видны скопления неметаллических включений.

Исходя из перечисленных особенностей этой трещины можно предположить, что зарождение ее происходило не на поверхности наплавки, а внутри металла. Тогда один из наиболее вероятных механизмов возникновения трещины в конце наплавки можно представить следующим образом.

При не очень тщательной зачистке поверхности крестовины перед наплавкой, особенно в области, где процесс наплавки должен быть завершен, окалина может быть частично не снята, в частности, в локальных местах дефектов поверхности и выхода границ зерен.

Поскольку окислы Ре, Мп, 8т, входящие в состав окалины металла основы, являются более тугоплавкими, то при оплавлении границ зерен литой структуры они могут препятствовать проникновению жидкого расплава наплавки вдоль границ, выходящих на поверхность металла основы (рис. 5.26). Кстати, ширина русла внутренней трещины в металле основы близка к ширине оплавленных и заполненных жидким расплавом наплавки границ на соседних участках. Это приводит к эффекту закупоривания границ зерен снаружи. Оплавленные же границы в результате усадочных процессов не залечиваются при быстром остывании (малая толщина жидкого расплава) и служат готовыми внутренними трещинами.

В пользу этого механизма свидетельствует то, что наблюдаемая трещина раскрыта в большей степени не у поверхности, а в конце, в толще металла основы. Создается впечатление, что границы зерен в результате оплавления раскрылись под поверхностью основного металла и вызвали долом более прочного наплавленного слоя под воздействием остаточных напряжений.

Иначе говоря, развитие трещины происходило не снаружи, с поверхности наплавки, как можно было ожидать, а изнутри из оплавленной и не заросшей жидким расплавом интеркристаллитной трещины в металле основы.

В пользу этого предположения говорит и наблюдаемое у поверхности наплавки в месте нахождения трещины скопление неметаллических включений, которые, по-видимому, частично всплыли в жидкой фазе, оторвавшись от поверхности металла основы.

Рентгенографический анализ фазового состава наплавки и основного металла.

Объектами исследования были шлифы, изготовленные по сечению наплавленного металла из стали ПР-65Х25Г13НЗ на сталь 110Г13. Задачами исследования были оценка фазового состава и напряженного состояния стали.

Из анализа расчитанных межплоскостных расстояний (б=А/28т0_тах), где б- межплоскостное расстояние; X – длина волны рентгеновского излучения; 0_тах – угол Вульфа-Бреггов следует:

• дифрактограммы с 20_mах ~ 54,7° и 49,3° – соответственно принадлежат интерференционным линиям у-фазы (111)« и (Ш)р. Интенсивность последней в 6 раз меньше (111)_а;
• дифрактограмма с 20_mах ~ 57,4° относится к е-мартенситу;
• дифрактограммы с 20_mах ~ 50,9° и 56,3° соответствуют линиям (200)_а цементиту Ре₃С и карбиду Сг₂₃С (511)_а.

Таким образом, фазовый состав наплавки аустенит + е-мартенсит (табл. 5.7). Причем доля е-мартенсита незначительна в поверхностном слое до 15 мм и содержит от 7 до 9%.

Кроме того, в поверхностном наплавленном слое 3 и 7 мм наблюдается небольшое количество карбидов – карбиды Сг₂₃С и Ре₃С. Их дисперсность возрастает по глубине наплавки (табл. 5.7). Судя по ширине линий (511) хромистого карбида и (200) цементита из уравнения Селякова-Шелера :

В области близкой к границе наплавки на расстоянии 19-22 мм от поверхности наблюдается от 20 до 25 % 8-мартенсита. А на границе наплавки и основного металла до 28-30% этой фазы.

Однако, под наплавленным слоем ниже его на 3-5 мм количество е- мартенсита опять незначительно, менее 5%.

Из рис.5.27, следует, что по глубине слоя возникают внутренние микронапряжения. Необходимо подчеркнуть, что при этом наблюдается увеличение количества Е-мартенсита и резкое его возрастание у границы наплавленного слоя. Однако, на границе наплавленного слоя остаточные микронапряжения резко падают. При этом имеет место наибольшее количество е-мартенсита. Как известно, е-мартенсит – мартенсит с гексогональной решеткой – является хрупкой фазой и ее наличие в значительных количествах может вызвать охрупчивание стали, что подтверждается при испытаниях механических свойств.

Резкое падение ширины линий, по-видимому, связано релаксацией микронапряжений за счет фазового превращения. Образование е-мартенсита, возрастание его количества, особенно в области границы наплавки, является следствием наклепа металла первого наплавленного слоя.

Таким образом, фазовый состав наплавленного слоя неоднородный по глубине, что, по-видимому, является следствием особенностей деформации слоев при ударной обработке и температурно-скоростных процессов нагрева и охлаждения при послойной наплавке.

Для оценки влияния наклепа на количество е-фазы исследовали влияние степени деформации на фазовый состав металла основы и наплавки. Деформация растяжением на 5 % приводит к некоторому возрастанию количества е-фазы в металле основы от 9,7 до 12% (табл. 5.8.). При этом немного увеличивается ширина рентгеновской линии (111) аустенита.

Деформация наплавленного металла на 4,7 % приводит к большому увеличению количества е-фазы от 7,7 до 13%, при также некотором 129 возрастании ширины рентгеновской линии (110) аустенита.

Таким образом, увеличение е-фазы в ближайших к границе наплавленных слоях связано с остаточными микронапряжениями и ударным наклепом после нанесения наплавленного слоя.

Полученные результаты позволяют заключить:

• проведенное комплексное исследование состава, структуры, механических свойств и сопротивления разрушению металла наплавки из стали 65Х25ПЗНЗ на рельсовую сталь и литую железнодорожную крестовину из стали 110Г13Л, показало, что прочность и твердость металла наплавки почти в 2 раза выше, чем металла основы, а пластичность ниже; прочность сцепления наплавки с основным металлом несколько ниже прочности металла основы, что является следствием влияния дефектов на границе раздела;
• разработан способ релаксационной обработки, заключающийся в ударном наклепе, синхронном с процессом наплавки, приводящем к фазовому у->а превращению и снижению в результате этого остаточных напряжений, возникающих при наплавке;
• показана принципиальная возможность изготовления биметаллической крестовины на основе рельсовой стали с наплавкой хромомарганцевого сплава в участках, подверженных наибольшему износу;
• показано, что наиболее предпочтительным технологическим вариантом наплавки на рельсовую сталь является наплавка на предварительно отожженную или горячекатаную рельсовую сталь;
• установлена зависимость пластичности и сопротивления зарождению трещины от расстояния от границы раздела между основным металлом и наплавкой; удаление от границы повышает пластичность и работу зарождения трещины, что является следствием влияния дефектов в переходной области;
• показано, что фазовый состав наплавки на сталь Гатфильда неоднородный по слоям: вблизи границы раздела у-фаза и 8-фаза (мартенсит), у поверхности наплавки кроме того обнаружены карбиды Сг₂зС₆ и ГезС;
• остаточные внутренние микронапряжения возрастают от поверхности наплавки к границе наплавленного слоя; на самой границе наблюдается резкое уменьшение микронапряжений и возрастание до 30 % 8-фазы, что является следствием их релаксации путем образования новой фазы в результате ударного наклепа;
• предложен механизм образования трещин на поверхности в области окончания процесса наплавки и перехода к металлу основы, заключающийся в образовании внутренней оплавленной интеркристаллитной трещины в металле основы, не залеченной жидким расплавом наплавки в результате “закупорки” её русла на поверхности остатками окалины, и хрупком доломе тонкого наплавленного слоя под воздействием остаточных напряжений.

Список литературы

61. Шульте Ю.А. Электрометаллургия стального литья. М.: Металлургия, 1970. 224 с.
62. Упрочнение взрывом рабочих органов горного оборудования/ А.М. Кудрявцев, В.С.Бухтин, Б.В. Захваткин и др.Кемерово: Кемеровское кн. Издательство, 1973. 40 с.
63. Упрочнение стали Г13Л взрывом/ Р.З. Кац, Ф.П. Заманская, М.В. Генце и др.// Вестник машиностроения. 1966. № 3. С. 67-69.
64. Исследование влияния исходной прочности стали Г13Л на ее свойства после упрочнения взрывом/ Е.Е. Зубков, Т.С. Тесленко, Т.М. Соболенко// Вестник ВНИИЖТ. 1982. № 2. С. 44-47.
65. Упрочнение взрывом высокомарганцовистой стали/ А.А. Дерибас, Ф.И. Матвеенков, Т.М. Соболенко// Физика горения и взрыва. 1966. № 3 С.87-94. 66. Давыдов Н.Г., Ситников В.В. Свойства, производство и применение высокомарганцовистой стали. М.: Машиностроение, 1996. – 232 с.
66. Крестовины, упрочненные методом науглероживания. ТУ // Путь и путевое хозяйство. 1994. № 2. С. 6-9.
67. Кац. Р.З. Перспективные методы повышения износостойких железнодорожных крестовин // Вестник ВНИИЖТ № 2 1967. с. 42-43.
68. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. – М.: Металлургия, 1978.-391 с.
69. Медовар Б.И. Сварка жаропрочных аустенитных сталей и сплавов. М., Изд-во «Машиностроение», 1966.
70. 3емзин В.Н., Петров Г.Л. и Брук Б.И. Новые достижения научно-исследовательских организаций в области сварки легированных сталей. – Сварочное производство. Под ред. Н.О. Окерблома. Лениздат, 1957.
71. В.М.Кудинов, Н.В.Березина, В-Г. Петушков, К.Р. Мадей. Упрочнение взрывом наплавленного высокомарганцовистого металла. В журнале Автоматическая сварка. № 12.1977.С.21-24.
72. Е.Н.Морозовская. Автоматическая наплавка высокомарганцовой аустенитной стали Г13. В журнале Автоматическая сварка. № 3,1961 с.32-41.
73. Обобщение передового опыта тяжеловесного движения: вопросы взаимодействия колеса и рельса: Пер. с англ. / У. Дж.Харрис, С. М.Захаров, Дж. Ландгрен, X. Турне, В. Эберсен. М.: Интекст, 2002. . 408 с.
74. Рутес В.С., Аскольдов В.И., Евтеев Д.П. и др. “Теория непрерывной разливки” М., “Металлургия”, 1971 г., 293 с.
75. 3айт В. Диффузия в металлах. М., “Иностранная литература”, 1958 г., 378 с.
76. Металловеление. Сталь. Справочник под ред. М. Л, Бернштейна, М., “Металлургия”, 1995 г, т1.1, с.97.