OBRABOTKAMETALLOV Vol. 27 No. 4 2025 69 TECHNOLOGY Т а б л и ц а 5 Ta b l e 5 Соотношение эквивалентов хрома и никеля различных участков наплавленного образца Ratio of equivalents of chromium and nickelof various areas of the deposited sample Участки наплавленного образца / Area of the deposited samples Хром эквивалентный Crэк / Chromium equivalent Creq Никель эквивалентный Niэк / Nickel equivalent Nieq Соотношение Crэк/ Niэк / Creq/Nieq ratio Нижнего / The lower 18,32 14,07 1,30 Среднего / The мiddle 19,51 11,49 1,70 Верхнего / The upper 19,77 11,73 1,69 расчетах. Согласно результатам, приведенным в табл. 5 и формуле (2), схема затвердевания на верхнем и среднем участке образца соответствует типу AF, а на нижнем участке – типу FA. Изменение схемы затвердевания на нижнем участке обусловлено диффузией углерода, являющегося стабилизатором аустенита, из подложки в наплавленный слой. Микроструктура наплавленного образца на нижнем участке представлена на рис. 4, а, где феррит имеет червеобразную форму, что характерно для схемы затвердевания AF [22]. В схеме затвердевания AF содержание феррита изначально невелико. Более того, так как скорость охлаждения при наплавке высокая и охлаждение вблизи подложки происходит быстро, в процессе эвтектической реакции диффузия углерода в наплавленном слое подавляется. Это приводит к тому, что выделение феррита дополнительно снижается, а его содержание уменьшается. Кроме того, атомы углерода из подложки диффундируют в наплавленный слой, увеличивая содержание углерода на нижнем участке, что повышает прочность этого участка. На среднем участке наплавленного образца (рис. 4, б) наблюдается дендритный феррит. На этом участке многократные термические циклы обусловливают диффузию элементов, способствующих образованию феррита, что приводит к увеличению толщины феррита и достижению его максимального содержания [23]. На верхнем участке наплавленного образца (рис. 4, в) из-за меньшего числа термических циклов диффузия элементов, способствующих образованию феррита, является недостаточной, что приводит к формированию более мелких ферритных фаз. Однако общее содержание феррита при этом не снижается и остается на высоком уровне. Мелкий и плотно расположенный феррит препятствует скольжению дислокаций на границах фаз, что повышает твердость данного участка. При этом ограниченное число термических циклов приводит к недостаточной переплавке верхнего участка и образованию большого количества пор, что снижает прочность этого участка, но увеличивает относительное удлинение. На краевом участке наплавленного образца (рис. 4, г) наблюдается микроструктура, схожая с микроструктурой на верхнем участке. Содержание феррита и твердость также находятся на уровне, близком к значениям на верхнем участке, и остаются высокими. Формирование такой микроструктуры в основном обусловлено более высокой скоростью охлаждения. Кроме того, площадь областей с различными микроструктурными характеристиками на краевом участке оказывается недостаточной для вырезки образцов, соответствующих стандартным размерам испытаний на растяжение, поэтому на краевом участке такое испытание не проводится. В прокатанном образце (рис. 4, д) феррит имеет более мелкую структуру и меньшее содержание. Его морфология вытянута вдоль направления прокатки. Твердость прокатанного образца близка к значениям верхних и крайних участков наплавленного образца. Прочность и относительное удлинение у прокатанного образца выше. Как показано в табл. 6 и на рис. 5, за исключением нижнего участка наплавленного образца, остальные участки демонстрируют определенные различия в микроструктуре и механических свойствах. Это близко к результатам, полученным при электронно-лучевом наплавлении проволокой [10]. Однако эти различия невелики и не
RkJQdWJsaXNoZXIy MTk0ODM1