Изменение структуры и свойств при закалке с плавлением поверхности

При лазерной термообработке с оплавлением поверхности конечная структура формируется на стадии охлаждения расплавленного металла. При этом наибольший интерес представляет возможность достижения высоких и сверхвысоких скоростей охлаждения для расплавленного металла, так как в этом случае имеет место закалка из жидкой фазы.

Размер и форма зерен. Скорость охлаждения оказывает большое влияние на строение, структуру и свойства затвердевшего сплава.

Рис. 38. Схема образования квазиэвтектики при большой nepeохлаждаемости фазы А по сравнению с фазой В: а — изменение параметров кристаллизации фаз; б — видоизменение диаграммы состояния

Прежде всего, при большой скорости охлаждения размер зерен уменьшается, хотя однозначную связь здесь установить трудно. Это обусловлено тем, что оба основных параметра кристаллизации — скорость роста кристаллов С и число образовавшихся зародышей п имеют сложную зависимость от переохлаждения DТ, т. е. от разности между температурой равновесного ликвидуса и действительной температурой кристаллизации (рис. 38, а). Известно, что переохлаждение значительно увеличивается при увеличении скорости охлаждения. Так, например, в сплавах алюминия увеличение скорости охлаждения от 10⁴ до 10⁶ К/с приводит к увеличению переохлаждения DТ от 100 до 300-350 К. При таких значениях DT₁, как правило, зависимость С от DТ имеет максимум или уменьшается, тогда как зависимость п от DТ при тех же значениях DТ начинает расти. В результате увеличение скорости охлаждения до вышеуказанного интервала может приводить к увеличению размера зерна, а в указанном интервале — к уменьшению размера зерна вследствие интенсивного увеличения числа зародышей. В целом размер зерна связан с параметрами кристаллизации следующим образом:

d=1,1(

Рис.39. Схемы кристаллизации расплавленного поверхностного слоя при различных скоростях охлаждения

Различным характером зависимости параметров кристаллизации от переохлаждения и объясняется трудности установления надежных закономерностей между размером зерна и скоростью охлаждения. К тому же границы зерен выявить в большинстве случаев трудно, легче выявляется внутреннее строение зерен.

Форма зерна и его внутреннее строение может изменяться в зависимости от скорости охлаждения. При медленном охлаждении число зародышей и скорость роста кристаллов имеют небольшие значения, зародыши образуются по всему объему расплава, их направление роста неориентировано, и образуются крупные зерна с плоскими границами и ячеистые зерна (рис. 39, а). В большинстве случаев зерна состоят из одного или нескольких дендритов, хотя возможен и недендритный рост.

Увеличение скорости охлаждения приводит к тому, что наибольшее переохлаждение достигается на границе с подложкой, а у поверхности расплава переохлаждение меньше. Поэтому ячеистые равноосные зерна имеются лишь у поверхности, а возле границы с подложкой, где параметры С и n имеют наибольшие значения, столбчатые зерна растут от подложки к поверхности расплава, причем зерна состоят из нескольких одинаково ориентированных дендритов (рис. 39, б).

Между размерами дендритов и условиями кристаллизации имеется определенная зависимость. Для ряда сплавов установлена зависимость между скоростью охлаждения и расстоянием между осями второго порядка дендрита, называемым дендритным параметром. Эта зависимость для сталей выражена формулой:

d=A v^-n

где d — дендритный параметр, мкм; v — скорость охлаждения, К/с; А и n— постоянные.

Дальнейшее увеличение скорости охлаждения приводит к исчезновению ячеистых зерен у поверхностей расплава, а в столбчатых зернах разветвленность дендритов еще больше уменьшается и на границе с подложкой могут исчезать вторичные оси (рис.39, в). При скорости охлаждения 10⁵-10⁶ К/с вторичные оси дендритов исчезают. При скорости охлаждения больше 10⁶ К/с, когда переохлаждение достигает нескольких сотен градусов, рост кристаллов может соответствовать ниспадающему участку зависимости С = f(DT). В этом случае скорость роста у подложки меньше, чем на фронте кристаллизации. Это препятствует дендритному росту кристаллов, дендритность вырождается и формируется плоский фронт зерен (рис. 39, г).

Измельчение зерен благоприятно сказывается на свойствах сплава, и, прежде всего, возможно достижение наиболее оптимального сочетания прочности и пластичности. Особенно сильное влияние измельчение зерен оказывает на повышение сопротивлению ползучести, поскольку границы зерен эффективно препятствуют пластическому течению металла при повышенных температурах.

Кроме изменения размера, формы и внутреннего строения зерен скорость охлаждения оказывает заметное влияние на однородность химического состава кристаллизующего объема сплава. Сначала, когда скорость охлаждения невелика, различные участки зерен имеют одинаковый состав, который соответствует исходному составу сплава, поскольку в интервале кристаллизации успевает протекать диффузионное перераспределение элементов как в жидкой, так и в твердой фазе.

При увеличении скорости охлаждения диффузионное перераспределение элементов в твердой фазе происходить не успевает. В результате участки зерен, затвердевшие в начале кристаллизации (центральные оси дендритов), обогащены тугоплавкими элементами, а участки зерен, затвердевшие в конце кристаллизации, обогащены легкоплавкими элементами. Возникает так называемая дендритная ликвация, или микроликвация. Вначале с увеличением скорости охлаждения дендритная ликвация увеличивается, а затем по мере уменьшения разветвленности дендритов она в значительном интервале скоростей охлаждения (ориентировочно 10³-10⁶ К/с) остается практически постоянной. При скоростях охлаждения более 10⁶ К/с, когда имеет место формирование плоского фронта кристаллизации, перераспределение элементов не успевает происходить и в жидкой фазе. Тогда дендритная ликвация резко уменьшается.

Отметим, что в интервале скоростей охлаждения 10³-10⁶ К/с имеет место непрерывное уменьшение размеров дендритов и их осей. Поэтому, несмотря на постоянство дендритной ликвации в этом интервале зерно по химическому составу становится все же более однородным, а это может привести к улучшению многих свойств сплава.

Формирование эвтектик. Скорость охлаждения оказывает существенное влияние на процесс образования фаз и структурных составляющих при кристаллизации и, прежде всего, на формирование эвтектики. Известно, что эвтектические колонии растут из одного общего для обеих фаз зародыша и внутри колонии имеется определенная регулярность в расположении фаз. Такая эвтектика называется нормальной. С увеличением скорости охлаждения прежде всего увеличивается регулярность в расположении фаз, а размеры фаз уменьшаются. Для пластинчатой эвтектики установлена зависимость между скоростью роста R и межпластиночным расстоянием D:

R=А/D²

где А — параметр, зависящий от типа сплава, например, для системы Аl —СuАl₂ значение А = 10^-10 м³/с.

Далее, с изменением скорости охлаждения возможно изменение внешней формы и внутреннего строения эвтектики. Эвтектические колонии могут иметь вид полиэдрических, сферических или столбчатых зерен. В свою очередь, внутри зерен эвтектика может быть пластинчатого, стерженькового, зернистого, дендритного, розеточного и других видов для одного и того же вида сплава. При скорости охлаждения более 10⁶ К/с ввиду резкого увеличения числа зародышей и уменьшения скорости роста становится возможным одновременное и независимое формирование кристаллов обеих фаз эвтектики. Обе фазы очень малых размеров растут до столкновения, причем регулярного их расположения нет. Отсутствуют и границы эвтектических колоний, а существуют границы между фазами. Такая структура называется тонким конгломератом фаз.

В сплавах, состав которых близок к эвтектическому, при медленном охлаждении кристаллизация начинается с выделения избыточных кристаллов, а затем идет формирование эвтектики. При увеличении скорости охлаждения число избыточных зародышей кристаллов увеличивается, а расстояние между ними уменьшается и затвердевание первой фазы эвтектики будет происходить на избыточных кристаллах, а вторая фаза будет кристаллизироваться автономно. Такая эвтектика называется расслоенной. Обычно при этом в сплавах ухудшается пластичность и вязкость.

В сплавах, состав которых близок к эвтектическому, переохлаждаемость фаз, т. е. зависимость параметров С и n от DТ, разная. В частности, как показано на рис. 38, а, переохлаждаемость фазы А больше, чем фазы В. Тогда при большей скорости охлаждения, когда имеет место переохлаждение DТ₁ при кристаллизации доэвтектического сплава 1, рост избыточных кристаллов А будет задерживаться из-за малого значения С. В то же время скорость роста фазы В, входящей в эвтектику, велика — она может быть ведущей фазой и ускорять рост всей эвтектики. В результате избыточные первичные кристаллы не успевают вырасти, а вся жидкость расходуется на образование эвтектики. Состав фаз в такой эвтектике будет отличаться от состава равновесной эвтектики. Такая эвтектика называется квазиэвтектикой. Диаграмма состояния изменяется — эвтектическая точка смещается в сторону фазы А (рис. 38,б). При этом сплав равновесного эвтектического состава уже не будет иметь эвтектической структуры.

Отметим, что при достижении переохлаждения DТ₂ (см. рис. 38, а), когда скорости роста обеих фаз стабилизируются, решающее значение приобретает различие в зависимости n =f(DТ). В этом случае число зародышей избыточной фазы А мало, а число зародышей В велико. Тогда вследствие быстрого появления зародышей фазы В рядом с зародышами фазы А образуется очень мелкая структура, размер фаз которой не превосходит размера фаз в эвтектике. В этом случае также образуется квазиэвтектика, однако в большинстве случаев она имеет характер тонкого конгломерата фаз, поскольку регулярного строения в ней не наблюдается.

Образование квазиэвтектики и структур тонкого конгломерата фаз приводит к сильному измельчению структуры и открывает перспективу для значительного улучшения свойств сплавов.

Особенности твердых растворов. В большинстве случаев при увеличении скорости охлаждения концентрация растворенного элемента в твердом растворе увеличивается по сравнению с равновесной концентрацией. Такие твердые растворы называются метастабильными или пересыщенными. Образование пересыщенных твердых растворов может быть обусловлено подавлением кристаллизации стабильных фаз при увеличении переохлаждения. В этом случае кристаллизация идет по метастабильной диаграмме состояния (рис. 40, а).

Рис.40. Образование метастабильных твердых растворов a’ в сплавах: а — с неустойчивыми промежуточными фазами; б — образующих эвтектику; в — образующих перитектику (сплошные линии — равновесная диаграмма, пунктирные линии — метастабильная диаграмма)

В приведенной системе в заэвтектическом сплаве 1 при переохлаждении ниже температуры Т₁ возможно подавление кристаллизации промежуточной фазы АmВn вследствие уменьшения скорости роста ее кристаллов при таком переохлаждении или из-за понижения скорости образования зародышей. Тогда в сплаве 1 ниже пунктирной линии АВ, показывающей термодинамическую вероятность образования фазы ApBq, в жидкости образуются кристаллы ApBq. Температура эвтектики понижается до точки пересечения линии АВ с линией ликвидуса твердого раствора a, а концентрация компонента В в твердом растворе повышается до Сn₁.

В сплаве II при переохлаждении ниже температуры Т₁ возможно подавление кристаллизации фазы АpBq. Toгда в сплаве II ниже пунктирной линии CD, показывающей термодинамическую вероятность образования фазы b, в жидкости образуются кристаллы b. Температура эвтектики понижается до точки пересечения линии CD с линией ликвидуса твердого раствора a, а концентрациями компонента В в твердом растворе повышается до Сn₂. В данном случае пересыщенные твердые раствор образуются при сохранении равновесного перераспределения концентрации элементов на фронте кристаллизации. Это имеет место при небольшой скорости охлаждения, обычно меньше 10⁶ К/с.

При скорости охлаждения больше 10⁶ К/с диффузионное перераспределение концентрации элементов на фронте кристаллизации резко замедляется. Кристаллизация может идти без перераспределения элементов и тогда образуются однородные твердые растворы состава исходной жидкости, в том числе и пересыщенные. При этом не исключена вероятность изменения типа твердого раствора: вместо твердого раствора внедрения образуется твердый раствор замещения или смешанного типа.

Имеются три группы сплавов, образующие пересыщенные твердые растворы.

К первой группе относятся сплавы, в которых концентрация увеличивается до некоторого предела С _{n max}, после которого идет образование второй фазы. Это сплавы алюминия с железом, кремнием, никелем, медью, железа с медью и др. Образование пересыщенных твердых растворов показано на рис. 40, а. В некоторых сплавах имеется зависимость между степенью пересыщения, т. е. отношением предельной концентрацией Сn max к равновесной Ср:

Сn max/Сp = 1/Тпл

где Тпл — температура плавления промежуточной фазы.

Обычно Сn max не превосходит эвтектической концентрации, хотя и бывают исключения (например, в системе AI — Fe). Как правило, концентрация Сn max в несколько раз превосходит равновесную концентрацию Ср. Например, в алюминии Cnmax может достигать 11% (ат) при Сp =1,58%.

Ко второй группе относятся сплавы, в которых возможно получение непрерывного ряда твердых растворов при ограниченной растворимости в обычных условиях. Для выполнения этого условия необходимо подобие физико-химических свойств компонентов, а также достижение определенной критической скорости охлаждения. Примером этой системы являются сплавы Ag — Сu. Образование неограниченной растворимости возможно в системах с эвтектикой или перитектикой. Тогда диаграммы состояния изменяются так, как это показано на рис. 40, в.

К третьей группе относятся сплавы, в которых не удается повысить растворимость в твердом растворе одного из компонентов выше равновесной концентрации во всем интервале скоростей охлаждения. Обычно это сплавы с большим различием в физико-химических свойствах компонентов, например, сплавы AI —Zn.

Свойства сплавов при повышении растворимости могут изменяться по-разному, например, в системах Аl — Сu, AI — Si растет прочность и твердость. При увеличении концентрации меди в твердом растворе a на 1% твердость раствора увеличивается на 500 МПа. В сплавах системы AI —Мn увеличивается пластичность и они допускают обжатие до 90% без выделения вторичных фаз.

Образование метастабильных промежуточных фаз.

Метастабильные промежуточные фазы бывают ограниченной метастабильности, т. е. метастабильны в данной температурной или концентрационной области, и.неограниченной, т. е. они в данной системе при обычных условиях не образуются. Образование метастабильных промежуточных фаз ограниченной растворимости можно проследить на рис. 40,а. При переохлаждении расплава ниже линии АВ вместо стабильной фазы АmВn кристаллизируется метастабильная в этом интервале фаза ApBq, а при переохлаждении ниже линии CD вместо стабильной фазы ApBq из жидкости кристаллизуется метастабильная в этом интервале фаза b. Как правило, при большой скорости охлаждения перитектические реакции не протекают и рост метастабильных фаз продолжается до протекания эвтектической реакции. Метастабильные промежуточные фазы ограниченной метастабильности зафиксированы при закалке из расплава сплавов Al-Cr, AI — Мп, Аl —Со, AI —V, AI —W и др.

В настоящее время известно свыше 200 промежуточных фаз неограниченной метастабильности, среди которых карбиды никеля и кобальта, гексагональное e-железо и др. Для получения промежуточных фаз неограниченной метастабильности необходимы сверхвысокие скорости охлаждения, хотя относящийся к такой системе карбид железа FезС образуется сравнительно легко при невысокой скорости охлаждения. Промежуточные фазы неограниченной метастабильности вызывают у исследователей особый интерес, поскольку в этом случае имеется возможность получения совершенно оригинальных свойств данной системы: например, образующиеся метастабильные фазы в сплавах Au — Ge отличаются сверхпроводимостью.

Таким образом, при закалке с плавлением поверхности на стадии затвердевания происходят такие фазовые и структурные изменения, которые вообще невозможны при нагреве без расплавления. Вместе с тем во время быстрого охлаждения полностью затвердевшего поверхностного слоя протекают процессы, характерные для закалок на мартенсит и без полиморфного превращения. Благодаря сверхвысоким скоростям охлаждения при закалке с плавлением поверхности структура по своей морфологии и фазовому составу качественно отличается от того, что получается, если ту же деталь производить методами литья. Таким образом, в результате закалки с плавлением поверхности возникает структура, которую невозможно получить ни при закалке с нагревом в твердом состоянии, ни при литье деталей.

Номенклатура сплавов и деталей, подвергаемых закалке с плавлением поверхности, а также области применения этого нового вида термической обработки непрерывно расширяются. В настоящее время закалку с плавлением поверхности используют в основном для увеличения сопротивления разным видам износа, повышения твердости и стойкости против коррозии.

Закалка чугунов. Множество деталей из серого чугуна с пластинчатым графитом, высокопрочного чугуна с шаровидным графитом и ковкого чугуна выходит из строя в результате изнашивания рабочих поверхностей. Учитывая, что в машино- и станкостроении чугун - самый дешевый литейный материал в массовом производстве, очень большой интерес представляет повышение износостойкости чугунных деталей с помощью закалки с плавлением поверхности.

При лазерном нагреве графит полностью или частично растворяется в образующемся на поверхности жидком слое, который при последующем быстром охлаждении затвердевает в виде белого чугуна. Возможны два случая формирования структуры при кристаллизации.

Первый случай - вначале образуются дендриты первичного аустенита, а затем кристаллизуется ледебурит. Эвтектика может вырождаться: ее аустенит нарастает на дендриты первичного аустенита, между которыми располагается почти непрерывная сетка из эвтектического цементита.

Второй случай - расплав при определенном режиме нагрева сильно перегревается, вследствие чего и больше переохлаждается. В результате подавляется образование первичного аустенита и весь объем расплавленного слоя затвердевает в виде аустенито-карбидной эвтектики перистого (тонкопластинчатого) строения.

В первом случае твердость поверхностного слоя НV 600-800, во втором она доходит до НV 1200. Реализовать в производстве второй случай обычно трудно из-за образования трещин.

Концентрация углерода в аустените эвтектического происхождения, а также в периферийных слоях первичных кристаллов аустенита должна быть близкой к точке предельной растворимости в системе Fе-С-Si для случая равновесия с участием карбида (~1,6% С). При такой концентрации углерода в аустените двойных сплавов Fе-С мартенситная точка Мн близка к комнатной температуре (см. рис. 41). В чугунах высокоуглеродистый аустенит содержит марганец, хотя и другие элементы, понижающие точку Мн до температур ниже комнатной.

Рис. 41. Зависимость температур начала (Мн) и конца (Мк) мартенситного превращения от содержания углерода в системе Fе-С

В результате в зоне полного расплавления после охлаждения до комнатной температуры содержится очень много аустенита (более половины объема всего слоя).

Участки первичного аустенита, образовавшиеся при более высоких температурах, должны содержать меньше углерода и соответственно иметь.более высокую точку М_н

В этих участках происходит мартенситное превращение. Скорость охлаждения с понижением температуры сильно уменьшается, и возможен самоотпуск свежеобразованного мартенсита с появлением феррита и дисперсных частиц карбида. Таким образом, поверхностный слой после закалки состоит из аустенита, карбида эвтектического происхождения и образовавшейся при самоотпуске a-фазы, которая может представлять собой малоуглеродистый мартенсит или феррит. Аустенит в этом слое метастабилен и так как его точка М_н находится вблизи комнатной температуры, то при механическом воздействии он может превратиться в мартенсит напряжения или мартенсит деформации.

Повышение твердости в 3-5 раз и резкое измельчение структуры поверхностного слоя серого, ковкого и высокопрочного чугунов обусловливают значительное увеличение сопротивления изнашиванию рабочей поверхности в трущихся парах. Отсутствие частиц графита, являющихся центрами эрозии в потоке со взвесью абразивных частиц, обусловливает повышение стойкости против этого вида износа.

При закалке чугунов с плавлением поверхности обычно образуются три зоны: 1) рассмотренная выше зона полного расплавления; 2) переходная зона частичного оплавления с большим количеством графита и 3) зона нагрева до температур выше А_с3 без оплавления, где при охлаждении прошла закалка на мартенсит. В третьей зоне вблизи границы со второй очень много остаточного аустенита, так как концентрация углерода в нем должна быть близка к предельной при эвтектической температуре.

Чугун - это первый объект широкого промышленного использования закалки с плавлением поверхности.

Закалка сталей. Преимущества закалки сталей с плавлением поверхности по сравнению с поверхностной закалкой на мартенсит (без оплавления) менее очевидны, чем в случае чугунов. Одно из возможных направлений ее использования - измельчение первичных карбидов в легированных сталях для повышения вязкости (грубые частицы карбидов служат очагами разрушения). При обычной закалке трудно добиться существенного повышения вязкости без снижения твердости. В быстрорежущей стали Р6М5 можно наблюдать довольно крупные частицы первичных карбидов, снижающие вязкость. Если эту сталь подвергнуть лазерному нагреву до полного расплавления поверхностного слоя, то при последующем быстром затвердевании расплава (u_охл = 5×10⁴ К/с) кристаллизация карбидов из него практически полностью подавляется, и поверхностный слой затвердевает в виде дендритов аустенита, которые при дальнейшем охлаждении превращаются в мартенсит. Содержание углерода и легирующих элементов в этом мартенсите практически такое же, как и среднее содержание их в стали. После отжига при 770°С в течение 4 ч из мартенсита выделяются очень дисперсные, размером менее 1 мкм, карбиды, равномерно распределенные по всему объему слоя. Отожженную заготовку можно подвергать механической обработке для получения необходимой формы режу-

	щей кромки, после чего провести обычную закалку и отпуск. В результате без снижения твердости достигается повышенная вязкость. При лазерном нагреве до оплавления поверхности сталей в определенных условиях можно наблюдать эффект кристаллизации на подкладке: формирующееся из расплава зерно аустенита является продолжением зерна из пограничной нерасплавленной зоны (рис. 42).
Рис. 42. Прорастание зерна аустенита из подложки в расплавленный поверхностный слой, образовавшийся при лазерном нагреве стали 37ХНЗМФ. Х250 (В. Д. Садовский, Т. И. Табатчикова, В. М. Умнова, А. А. Осинцева)

Закалка сплавов цветных металлов. Закалку с плавлением поверхности можно использовать для увеличения сопротивления изнашиванию деталей из силуминов. При быстром затвердевании расплавленного слоя резко измельчается микроструктура: становятся мельче кристаллы a-раствора на базе алюминия, кремния и других фаз, в том числе железосодержащих, снижающих пластичность. Кроме того, пересыщенность a-раствора оказывается увеличенной по сравнению с обычной закалкой; это - результат расширения области a-раствора при быстром затвердевании с одновременным уменьшением объемной доли избыточных фаз кристаллизационного происхождения (Si, СuАl₂, Мg₂Si и др.). Более высокая пересыщенность твердого раствора обусловливает больший прирост твердости при старении. Все эти факторы и определяют увеличение износостойкости силумина. Твердость некоторых силуминов после такой обработки возрастает в 1,5 раза.

При закалке с плавлением поверхности многокомпонентных алюминиевых бронз можно получить гомогенную однофазную структуру. Так, например, бронза марки БрАЖ9-4 в обычном состоянии состоит из a-раствора на базе меди, эвтектоида a+g₂ и железосодержащей фазы. Эта фаза при закалке с плавлением поверхности не успевает образоваться из расплава (u_охл = 10⁶ К/с), который кристаллизуется в виде одной фазы (вероятно b), не претерпевающий в твердом состоянии распада с образованием a- и g₂-фаз. Однофазный слой имеет повышенную стойкость против коррозии и кавитационного воздействия.

Закалка с плавлением поверхности еще слабо изучена. По мере углубления наших знаний о ней, а также с увеличением доступности технологических лазерных и электронно-лучевых установок для ее проведения в промышленности применение этого нового вида термообработки, несомненно, будет расширяться. Поиск областей использования этой обработки в первую очередь следует вести применительно к сплавам, в которых при быстром затвердевании образуются новые метастабильные фазы (включая аморфные), существенно расширяется область твердого раствора, а также подавляется кристаллизация вредных фаз.

Дата добавления: 2014-01-04