ритоцементитную смесь – троостит с микротвердостью 3,6– 4,5 ГПа. Глубина зоны модифицированной структуры со-
ставляла более 4 10−4 м.
Применение подачи углекислого газа в зону лазерной обработки в целях осуществления химико-термических превращений в поверхности исключает возможность достижения положительного результата из-за высоких скоростей нагрева и охлаждения поверхности, а также твердофазного характера структурных изменений, так как в данных условиях диффузионная подвижность углерода мала.
Наиболее эффективно перераспределение насыщающих элементов при лазерной обработке осуществляется в области расплава под действием сил термокапиллярной конвекции. Для достижения режима, обеспечивающего оплавление поверхности стали, плотность потока энергии была увеличена вдвое (q2 = 3,2·108 Вт/м2). Углекислый газ в зону лазерного
воздействия подавался с использованием камеры пониженного давления. После облучения образовалась структура с определенным упорядоченным расположением (рис. 143).
Рис. 143. Микроструктура стали СП90-2 после ЛХТМ поверхности из газовой среды:
плотность потока энергии излучения q1 =
=3,2·10–8 Вт/м2; скорость перемещения образца
v= 0,4·10–2 м/с; ×50
381
В области, примыкающей к поверхности, формируется зона оплавления, состоящая из мартенсита с содержанием углерода до 1 % и остаточного аустенита, количество которого достигает 33 %. Ниже ЗO находится зона термического влияния, верхняя часть которой состоит из небольшого количества мартенсита и главным образом из остаточного аустенита, образовавшегося из твердого раствора, насыщенного углеродом вследствие растворения цементита.
В нижней части ЗТВ сформировался троостит. Распределение микротвердости по сечению модифицированной поверхности представлено на рис. 144. При облучении в аналогичном режиме образцов-свидетелей получены структуры, подобные приведенным, но мартенсит ЗО содержит меньшее количество углерода – до 0,8 %, и микротвердость его не превышает 4 ГПа.
Рис. 144. Изменение микротвердости стали СП90-2 после ЛХТМ поверхности из газовой среды при облучении с плотностью потока
энергии q2 = 3,2·108 Вт/м2 и скорости перемещения образца v =
= 0,4·10–2 м/с: 1 – лазерное цементирование поверхности в газовой среде, подаваемой через сопло; 2 – ЛХТМ с применением камеры пониженного давления
382
Повышение энерговклада качественно изменило физический характер взаимодействия излучения с поверхностью материала. Наследственные дефекты строения в области расплава (главным образом пор), а также пространственноэнергетическая неоднородность излучения определили метастабильный характер образующейся жидкой фазы и развитие процесса испарения по механизму объемного парообразования. Присутствие паров над поверхностью облучаемого материала, а также избыточное давление подаваемого через сопло в зону обработки углекислого газа способствуют образованию приповерхностной плазмы. Существенно для понижения порога плазмообразования также то, что металлическая поверхность способна отражать значительную часть излучения в дальней ИК-области, в том числе излучения лазеров на СО2, реализуя схему трехзеркального резонатора. Существование смешанного режима пробоя, при котором одновременно эволюционируют плазма паров образца и плазма газовой среды, является определяющим в дальнейшем взаимодействии излучения с материалом, так как плазма поглощает и рассеивает часть падающего излучения, экранируя поверхность, даже будучи оптически тонкой. Образующаяся плазма состоит из продуктов диссоциации и ионизации молекул углекислого газа, а также ионизированных паров материала образца. Таким образом, приповерхностная область расплава насыщена компонентами (в частности, углеродом), способными изменять физико-химический состав модифицируемой стали.
После ЛХТМ поверхности спеченной проницаемой уг-
леродистой |
стали СП90 плотностью потока энергии |
q = 3,2·108 |
Вт/м2 с использованием разработанного устрой- |
2 |
|
ства получена структура, по составу и расположению структурных составляющих близкая к ранее зафиксированной. Зона оплавления состоит из мартенсита и остаточного аустенита
383
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
(рис. 145). Мелкодисперсный мар- |
|
|
|
тенсит |
расплава |
содержит |
до |
|
|
|
1,2 % углерода, количество оста- |
|
|
|
точного |
аустенита составило |
|
|
|
35 %. Верхняя область ЗТВ со- |
|
|
|
стоит из мартенсита, остаточного |
|
|
|
аустенита и частично из нерас- |
|
|
|
творившихся карбидов, в нижней |
|
|
|
области |
присутствуют |
светлые |
|
|
|
участки |
бейнита. |
Установлено |
|
|
|
также |
увеличение |
размеров |
зон |
|
|
|
с модифицированной структурой |
|
|
|
на 10–15 %. |
|
|
|
|
|
|
Очевидно, что существен- |
|
|
|
ным фактором при использова- |
|
|
|
нии |
данного способа |
ЛХТМ |
Рис. 145. Микроструктура зо- |
поверхности спеченной стали яв- |
ны оплавления стали СП90-2 |
ляется пористость. Развитое по- |
после ЛХТМ поверхности из |
ровое пространство способствует |
газовой |
среды: |
плотность |
активному выносу образующего- |
потока |
энергии |
излучения |
ся при облучении расплава, |
тем |
q2 = 3,2 ·108 Вт/м2; скорость |
самым снижая величину зоны оп- |
перемещения образца v = |
= 0,4·10–2 м/с; ×500 |
лавления, а также существенно |
|
|
|
препятствует получению низкого |
давления в камере. Обработка материалов с преимущественно закрытым типом пористости по указанным схемам неэффективна.
Установлено, что для ЛХТМ поверхности стали СП90 при использованных энергетических параметрах оптимально давление в камере P = 20 кПа при пористости 15 %, что близко к порогу газопроницаемости исследованной стали. Экспериментальные данные оптимизированы по фазовому составу и микротвердости модифицированной области, а также износостойкости.
384
Таблица 71 Износостойкость поверхности стали СП90 после ЛХТМ
Метод |
Порис- |
Плотность |
Давление |
Износостой- |
потока энергии |
в камере, |
кость, |
ЛХТМ |
тость, % |
q ·108, Вт/м2 |
кПа |
кмк/км |
I |
23 |
3,2 |
– |
3,7 |
|
16 |
3,2 |
– |
2,8 |
II |
23 |
3,2 |
80 |
2,0 |
|
16 |
3,2 |
80 |
2,5 |
|
16 |
3,2 |
20 |
0,6 |
III |
16 |
3,2 |
– |
10 |
Примечание. I – лазерное цементирование поверхности в газовой среде, подаваемое через сопло; II – ЛХТМ с применением камеры пониженного давления; III – облучение образцов свидетелей.
Дюрометрический анализ выявил повышение микротвердости облученной поверхности в ЗО до 7 ГПа. В ЗТВ микротвердость достигает значения 6,5 ГПа с последующим монотонным уменьшением до 4,5 ГПа (см. рис. 145). Сопротивляемость поверхности спеченной стали СП90 истирающим нагрузкам после ЛХТМ из газовой фазы приведена в табл. 71. В исследованном режиме облучения лазерное газофазное цементирование позволило увеличить износостойкость в 3 раза, применение разработанного способа дополнительно понижает износ поверхности до величины 0,6 мкм/км.
9.4. Лазерное модифицирование порошковых легированных сталей
Модифицирование порошковых сталей СП90Г-2, СП50Х5М-2, СП20Х13-2 и СП10Х25-2 излучением лазера ЛТ1-2М осуществляли при обдувке образцов аргоном с помощью специальной насадки. Расход аргона составлял 5 л/мин, мощность излучения 300 и 600 Вт, скорость перемещения 65 мм/мин, что соответствовало плотности потока па-
385
дающего излучения q1 = 0,6·104 Вт/см2, q2 = 1,2·104 Вт/см2.
При обработке применяли сканатор диаметром развертки 8 мм при частоте вращения 242 об/мин. Выбранные материалы используются как конструкционные, но в ряде случаев обладают недостаточной износо- и коррозионной стойкостью. Сталь СП 10X25-2 служила модельным материалом для исследования влияния структурной неоднородности на коррозионную стойкость после ЛТМ.
Микроструктура модифицированных сталей. Исследо-
ванные материалы относятся к сталям ферритоперлитного класса. Исходная структура стали СП90Г-2 перлит и цементит, СП50Х5М-2 – троостит и легированный феррит, сталей СП20Х13-2 и СШОХ25-2 – перлит и феррит. Отмечается достаточно высокая гетерогенность структуры хромистых сталей и однородность структуры марганцовистой стали.
В ходе модифицирования в структуре возникает зона оплавления (слаботравящаяся область закалки из расплавленного состояния со структурой мелкодисперсного мартенсита и остаточного аустенита), характеризующаяся наличием весьма незначительного количества пор круглой формы, и зона термического влияния, отличающаяся значительной пространственной
Рис. 146. Текстура зоны оплавления стали СП50Х5М-2,
×2000
неоднородностью. Установлено, что зона плавления имеет характерное столбчатое строение, т.е. резко выраженную текстуру в направлении теплоотвода
(рис. 146).
Основную фазу литого слоя составляет игольчатый мартенсит. Характерной особенностью структуры сталей является остаточный аустенит. Данные количественного РФА представлены в табл. 72.
386
Таблица 72 Фазовый состав поверхности модифицированных сталей
|
Сталь |
Мощность |
Фазовый состав (колич. %) |
|
излечения, Вт |
α-Fе |
γ-Fе |
|
|
|
СП90Г-2 |
0 |
96 |
4 |
|
|
300 |
95 |
5 |
|
СП50Х5М-2 |
600 |
88 |
12 |
|
0 |
100 |
0 |
|
|
300 |
50 |
50 |
|
|
600 |
67 |
33 |
|
СП20Х13-2 |
0 |
99 |
1 |
|
300 |
96 |
1 |
|
|
600 |
81 |
19 |
|
|
0 |
100 |
0 |
|
СП10Х25-2 |
300 |
100 |
0 |
|
600 |
100 |
0 |
Согласно полученным данным, количество остаточного аустенита возрастает с увеличением в стали углерода. Наличие легирующих элементов хрома и марганца снижает мартенситную точку М, что способствует фиксации большего количества остаточного аустенита в зоне оплавления. Установлено, что с увеличением мощности излучения доля остаточного аустенита повышается для сталей СП90Г-2 и СП20Х13-2 и снижается для стали СП50Х5М-2.
Необходимо отметить, что в литой зоне сталей СП50Х5М-2 установлено наличие молибдена, карбида хрома Сr7С3. В зоне оплавления сталей СП20Х13-2 и СП10Х25-2 отмечаются фазы карбидов хрома Сr7С3, Сr3С2 и карбида же-
леза Fе3С.
Зависимость глубины зоны лазерного воздействия от содержания углерода в стали хорошо аппроксимируется регрессионным уравнением вида
Y = 5,57 +114,3X , (255)
где Y – глубина зоны, мкм; X – концентрация углерода, %. 387
Установлено, что зависимости глубины зоны от мощности излучения имеют нелинейный характер (табл. 73). Следует отметить, что глубина ЗЛВ при мощности 600 Вт не зависит от марки стали и составляет величину 230–270 мкм.
|
|
Таблица 73 |
Зависимость глубины ЗЛВ от мощности излучения |
|
|
|
|
Сталь |
Мощность, Вт |
Глубина ЗЛВ, мкм |
СП90Г-2 |
300 |
180±10 |
|
|
600 |
275±25 |
|
СП50Х5М-2 |
700 |
450±50 |
|
300 |
75±5 |
|
СП20Х13-2 |
600 |
230±35 |
|
300 |
90±5 |
|
|
600 |
270±20 |
|
СП10Х25-2 |
700 |
400±142 |
|
300 |
80±5 |
|
|
600 |
230±20 |
|
Согласно полученным данным, наибольшие значения микротвердости для всех исследованных сталей достигают-
ся на поверхности материала: 930 НV0,05 – для СП90Г-2; 820 НV0,05 – для СП50Х5М-2; 790 НV0,05. Для СП20Х13-2;
760НV0,05 – для СШОХ25-2 (рис. 147–150).
Вцелях более детального исследования поверхности
модифицированных сталей проведен количественный фазовый анализ методом мессбауэровской спектроскопии конверсионных электронов (МСКЭ). Метод основан на регистрации
в геометрии рассеяния электронов внутренней |
конверсии |
и оже-электронов, которые возникли при распаде |
возбужден- |
ного состояния ядра 57Fе, образовавшегося в результате резонансного (мессбауэровского) поглощения гамма-кванта 14,4 кэВ от радиоактивного источника. Как правило, детектирование конверсионных и оже-электронов позволяет получить мессбауэровские спектры ядер 57Fе, находящихся в поверхностных слоях толщиной до 3000 Å [23].
388
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Рис. 147. Распределение микро- |
Рис. 148. Распределение мик- |
твердости по глубине |
стали |
ротвердости по глубине стали |
СП90Г-2. P, Вт: 1 – 600, |
2 – 300 |
СП50Х5М-2 |
(здесь и на рис. 149–151)
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Рис. 149. Распределение мик- |
Рис. 150. Распределение мик- |
ротвердости по глубине стали |
ротвердости по глубине стали |
|
СП20Х13-2 |
СПХ25-2 |
389
ELIB.PSTU.RU
Анализом установлено, что послойное механическое снятие модифицированного материала стимулирует фазовые превращения на глубину 200–500 Å за счет механохимических процессов. Поэтому в целях повышения точности анализа дополнительно использован вариант спектроскопии, анализирующий рассеянные γ-кванты и характеристическое рентгеновское излучение в мессбауэровском спектрометре на базе многоканального анализатора LР 4840 «Nокiа». В табл. 74 представлены данные послойного анализа МСКЭ и РСА сталей СП80Х5-2 и СП50Х5М-2, модифицированных излучением с параметрами P = 800 Вт, v = 0,4·10–2 м/с, диаметр луча 2 мм, коэффициент перекрытия 0,2–0,3.
Расшифровка мессбауэровских спектров модифицированной стали СП80Х5-2 в исходном состоянии показала, что спектр исходного образца содержит α-Fе (73 %), раствор хрома в железе (22 %), γ-Fе (1,33 %) и дублет (с параметрами квадрупольного взаимодействия ∆ = 45 мм/с, δ = 0,12 мм/с) (до 4 %), который может соответствовать соединению железа с избытком хрома и углерода (Fе–Сr–С). Качественный РФА подтверждает наличие α-Fе и аустенита, но при этом показывает наличие следов FеО и карбида хрома Сr7С3. После лазерной обработки состав поверхности меняется: количество α-Fе достигает 39 %, раствора хрома в железе соответственно 29, Fе3О до 14,7, аустенита до 10, FеО – до 3 %. Отмечается присутствие кластеров Fе3+ (до 1,2 %), возможно присутствие карбидов Ме23С6 или МеС (до 2,5 %). Качественный фазовый состав, установленный МСКЭ, полностью соответствует данным РСА, следовательно, можно утверждать, что фазовым превращениям подвергается феррит, переходя в остаточный аустенит, твердый раствор хрома в железе и оксиды железа. Количество карбидов сохраняется на уровне исходного материала.
390