Порошковое материаловедение. Часть 2

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

ELIB.PSTU.RU

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

ELIB.PSTU.RU

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-

ства получена структура, по составу и расположению структурных составляющих близкая к ранее зафиксированной. Зона оплавления состоит из мартенсита и остаточного аустенита

383

ELIB.PSTU.RU

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

ELIB.PSTU.RU

Таблица 71 Износостойкость поверхности стали СП90 после ЛХТМ

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

ELIB.PSTU.RU

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).

Основную фазу литого слоя составляет игольчатый мартенсит. Характерной особенностью структуры сталей является остаточный аустенит. Данные количественного РФА представлены в табл. 72.

386

ELIB.PSTU.RU

Таблица 72 Фазовый состав поверхности модифицированных сталей

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

ELIB.PSTU.RU

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.

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

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

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

ELIB.PSTU.RU