Свойства сплавов после лазерной закалки

3.6.1. Износостойкость сплавов, упрочненных лазером.

Основная цель лазерной закалки — повышение износостойкости деталей, работающих в условиях трения. Уменьшение износа деталей после лазерной закалки обусловлено рядом факторов: высокой твердостью поверхности, высокой дисперсностью структуры; увеличением несущих свойств поверхности, уменьшением коэффициента трения и др. Например, в условиях трения скольжения по твердому сплаву стали 45 коэффициент трения после лазерной закалки непрерывным лазером уменьшается на 10% по сравнению с нормализованным или улучшенным состоянием. При этом после лазерной закалки отмечено резкое уменьшение времени приработки.

Заметно увеличивается и износостойкость чугунов в условиях трения со скольжением после обработки непрерывным лазером. Повышение износостойкости чугунов после лазерной обработки обусловлено кроме вышеупомянутых факторов улучшением условий трения из-за сохранившегося в ЗЛВ графита. Повышается также и износостойкость сталей и некоторых других сплавов при трении в щелочной и кислотной средах.

3.6.2. Напряженное состояние поверхностных слоев после лазерной закалки.

Формирование напряжений при охлаждении поверхности можно представить таким образом. После прекращения лазерного воздействия наиболее быстро охладится внутренний слой металла, лежащий возле непрогретого исходного слоя. Приповерхностный слой охлаждается и сжимается в последнюю очередь. С одной стороны, в процессе сжатия он воздействует на внутренний слой, формируя в нем сжимающие напряжения, в то время как на поверхности формируютя растягивающие. С другой стороны, в поверхностном слое сталей мартенситное превращение идет в последнюю очередь. Поскольку мартенсит имеет большой удельный объем, то в приповерхностном слое в это время идет расширение и возникновение сжимающих напряжений за счет фазовых превращений. В результате величина и знак остаточных напряжений s_ост зависят от соотношения термических s_терм и фазовых s_фаз напряжений с учетом возможных пластических эффектов. При s_терм > s_фаз на поверхности формируются растягивающие напряжения, а при s_терм <s_фаз — сжимающие. Для исследования распределения остаточных напряжений в поверхностных слоях после лазерной закалки применяют два метода: метод стравливания, или метод Давиденкова, и рентгеновский метод. Экспериментальное определение остаточных напряжений в поверхностном слое по методу Давиденкова основано на регистрации изменения свободного конца плоского образца после стравливания исследуемого поверхностного слоя. Тогда остаточные напряжения можно определить по формуле:

s =

(23)

где Е — модуль упругости; m. — коэффициент Пуассона; d — толщина образца; l — длина образца; Dfк— стрела прогиба; Dh — толщина снятого слоя.

При лазерной обработке имеются значительная неравномерность распределения температуры по глубине и ширине зоны лазерного воздействия и значительная структурная неоднородность. Это приводит к большой неравномерности в распределении остаточных напряжений. В таком случае метод Давиденкова для исследования распределения остаточных напряжений по поверхности зон лазерного воздействия непригоден.

Рентгеновский метод определения остаточных напряжений основан на точном измерении периодов решетки. В плосконапряженном состоянии изменение периода кристаллической решетки в нескольких зернах в некотором произвольном направлении пропорционально деформации в этом направлении. Тогда между остаточным напряжением, действующим по поверхности образца, и изменением периода кристаллической решетки имеется аналитическая связь:

e y, j - e =

(24)

Исследование проводится без разрушения поверхности, напряжения определяются в тонком приповерхностном слое глубиной до 30-50 мкм. Ширина рентгеновского пучка на поверхности может составлять 0,5 мм, поэтому метод применяется для исследования распределения напряжений по упрочненной лазером поверхности.

Как показали исследования, на поверхности стальных образцов, обработанных непрерывным или импульсным лазером, формируется весьма неоднородное распределение остаточных напряжений. Область с измененными напряжениями значительно больше размеров зон лазерного воздействия, причем имеется определенная симметричность относительно центра полосы или пятна. На рис. 43 приведены кривые поперечного распределения остаточных напряжений на расстоянии b от центра полосы, действующих поперек полосы на поверхности стали У8 после упрочнения непрерывным СО₂-лазером. После упрочнения без оплавления или с небольшим оплавлением в центре полосы или пятна формируются сжимающие напряжения. На границе с необлученным металлом по обе стороны от ЗЛВ образуются растягивающие напряжения. При обработке с большой скоростью без упрочнения, т. е. когда ЗЛВ нагревалась до температур ниже критических, на поверхности полосы формируются растягивающие напряжения. Это подтверждает предположение о том, что на стадии охлаждения сжимающегося объема металла в ЗЛВ возникают растягивающие напряжения, а взаимодействие расширяющегося.объема мартенсита с исходной структурой приводит к формированию сжимающих напряжений. Тогда увеличение объема за счет мартенситного превращения будет приводить к увеличению сжимающих напряжений.

Из рис. 44, где приведены зависимости остаточных напряжений в центре полосы от мощности излучения непрерывного лазера, видно, что в сталях 45 и 40Х сжимающие напряжения изменяются в интервале —100- -285МПа, тогда как в техническом железе с меньшим объемным эффектом при мартенситном

Рис. 43. Распределение поперечных остаточных напряжений на поверхности стали У8 по ширине полосы на различном расстоянии от центра полосы после обработки непрерывным СО2-лазером по режимам: 1 — Р= I кВт, v = 41,8 мм/с; 2 — Р= 0.5 кВт. v = 33,3 мм/с
Рис. 44. Изменение остаточных напряжений в центре полосы в зависимости от мощности излучения для различных сплавов железа: I — сталь У8; 2 — железо; 3 — сталь 40Х; 4 — сталь 45	Рис. 45. Распределение остаточных напряжений поперек полос упрочнения на поверхности прутка из стали 40Х после обработки непрерывным СО2-лазером

превращении — в интервале —10- —135 МПа. В стали У8 объемный эффект при мартенситном превращении на поверхности ЗЛВ уменьшается по сравнению со сталями 45 и 40Х из-за понижения температуры начала мартенситного превращения и увеличения количества остаточного аустенита, способного пластически релаксировать напряжения. По этой причине сжимающие остаточные напряжения на поверхности ЗЛВ стали У8 меньше, чем на поверхности ЗЛВ среднеуглеродистых сталей.

Как уже отмечалось, при лазерной закалке высоколегированных сталей в структуре поверхностного слоя основной фазовой составляющей является аустенит, а мартенсит образуется в малом количестве особенно при обработке с большим оплавлением. Это приводит к тому, что на поверхности быстрорежущей стали в основном формируются растягивающие напряжения +100-400МПа. Величина, знак и характер распределения остаточных напряжений значительно изменяются при обработке с перекрытием пятен или полос. На рис. 45 показано распределение напряжений на поверхности прутка из стали 40Х поперек упрочненных полос, нанесенных на поверхность по спирали с перекрытием витков при упрочнении непрерывным СО₂-лазером. Видно, что на поверхности первых шести полос имеются растягивающие напряжения, а на поверхности двух последних—сжимающие. Это свидетельствует о том, что на величину и знак остаточных напряжений решающее значение оказывает взаимодействие объемных изменений в металле облучаемой полосы с металлом предыдущей полосы. В peзультате этого взаимодействия неизбежным является последовательное формирование растягивающих напряжений при перекрытии полос и пятен.

Величина и интервал изменения растягивающих напряжений при обработке с перекрытием зависит oт режимов обработки, и прежде всего от степени перекрытия и мощности излучения. При увеличении степени перекрытия интервал изменения растягивающих нaпpяжений по поверхности уменьшается.

3.6.3. Деформации и поводки после лазерной закалки.

Величина и знак деформации после лазерной закалки зависит от соотношения растягивающих и сжимающих напряжений во всем объеме ЗЛВ и в областях, прилегающих к ЗЛВ.

На деформацию сталей после лазерной закалки оказывают влияние достаточно много факторов. В зависимости от соотношения толщины и длины обрабатываемого материала, а также глубины ЗЛВ изменяется величина и знак деформации. Например, при импульсной закалке увеличение глубины ЗЛВ от 90 до 140 мкм в образцах толщиной 3 мм из стали 45 прогиб свободного конца образца Dfк увеличивается от 1,1 до 1,6 мм. Причем в этом случае может иметь место прогиб стальных образцов выпуклостью навстречу лазерному лучу при толщине образцов до нескольких сотен микрометров а также вогнутостью навстречу лазерному лучу при большей толщине образцов.

Особенно большие поводки наблюдаются при лазерной закалке непрерывными СО₂-лазерами длинномерных деталей для получения упрочненного слоя глубиной 1мм и больше. Например, при наложении на широкую сторону бруса из чугуна (поперечным сечением 50X120 мм и длиной 1800-2250 мм) восьми продольных полос (шириной 16 мм и глубиной 1 мм) прогиб центральной части бруса относительно краев составлял 2-3 мм. Причем брус деформировался вогнутостью навстречу лазерному лучу, что свидетельствует о преобладании пластических остаточных деформаций укорочения в поверхностных слоях. Еще большие остаточные деформации имеются при таких же режимах обработки брусьев из среднеуглеродистых сталей.

С увеличением твердости сплавов в исходном состоянии увеличивается и деформация после лазерной закалки. Так, после упрочнения длинномерных брусьев из серого чугуна по вышеуказанным режимам увеличение твердости исходного материала от НВ165-178 до НВ195-225 приводило к увеличению прогиба центральной части бруса в 2-8 раз.

Остаточные деформации, как правило, увеличиваются при увеличении степени перекрытия пятен или полос упрочнения. Кроме того, размер деформации зависит от коэффициента перекрытия и координатной последовательности обработки. Оптимальные режимы с этой точки зрения — равномерное и симметричное заполнение поверхности пятнами или полосами упрочнения. После лазерной закалки по оптимальным режимам при достаточных размерах обрабатываемых деталей и небольших размерах ЗЛВ поводки минимальны, и этим процесс выгодно отличается от термообработки с помощью неконцентрированных источников нагрева.

3.6.4. Сопротивление усталости. На сопротивление усталости сплавов после лазерной закалки большое влияние оказывают такие факторы как величина и знак остаточных напряжений, микрогеометрия поверхности и наличие дефектов, а также особенности микроструктуры (размер зерна и форма структурных составляющих). В связи с неодинаковым влиянием режимов лазерной закалки на эти факторы однозначную зависимость сопротивления усталости от режимов установить невозможно, поэтому этот вопрос решают в большинстве случаев экспериментально. Усталостные многоцикловые испытания на гладких цилиндрических образцах в условиях консольного изгиба показывают, что после импульсной лазерной закалки предел выносливости понижается примерно на 40% по сравнению с исходным состоянием. В то же время предел выносливости таких сталей, как 09Г2, 35, 45, 40Х, 75Г повышается от 200-300МПа в исходном состоянии до 280-520МПа после лазерной закалки без оплавления поверхности. После лазерной закалки с оплавлением поверхности сопротивление усталости сплавов в большинстве случаев ухудшается.

3.6.5. Теплостойкость сплавов. Теплостойкость закаленной структуры в сплавах зависит от степени метастабильности структуры и диффузионной подвижности атомов. Большая искаженность кристаллической решетки, увеличение плотности дислокаций и вакансий в сплавах железа с углеродом, упрочненных лазером, по сравнению с традиционными видами закалки приводят к более интенсивному процессу распада мартенсита закалки на феррито-цементитную смесь. Тогда после лазерной закалки сталей интенсивность снижения микротвердости в процессе отпуска выше, чем после обычной закалки. При нагреве до 200-300°С чугунов, высокоуглеродистых и легированных сталей возможно превращение остаточного аустенита в мартенсит, и в связи с этим характер изменения твердости в процессе нагрева может быть сложным.

Измерения микротвердости по Виккерсу в процессе нагрева стали ШХ15 после обработки непрерывным СО₂-лазером без оплавления поверхности и после обычной закалки показали, что нагрев при температуре 200°С приводит к большему снижению микротвердости в стали после обычной закалки, чем после лазерной. Это обусловлено большим количеством остаточного аустенита в зоне лазерного воздействия; к тому же он отличается большой дефектностью, которая приводит к более интенсивному переходу аустенита в мартенсит отпуска, и твердость понижается меньше. Большое количество остаточного аустенита приводит к тому, что в процессе нагрева при температуре 300°С стадии распада закаленной структуры ЗЛВ выражены более четко, чем после обычной закалки. В этом случае в процессе выдержки до четырех часов имеется быстрое понижение микротвердости, затем при восьми часах наблюдается подъем на HV120, что обусловлено интенсивным превращением остаточного аустенита в мартенсит отпуска. При увеличении выдержки до 24 ч происходит постепенное снижение микротвердости по Виккерсу. Во всех случаях микротвердость стали в зонах лазерного воздействия после нагрева до температур 200 и 300°С на HV100-200 выше, чем после обычной закалки.

Нагрев в течение 1-2 ч до различной температуры чугунов, упрочненных лазером, показывает, что в зоне оплавления микротвердость возрастает с увеличением температуры до 300-350°С, а затем резко снижается. Уменьшение количества остаточного аустенита и увеличение количества мартенсита в зоне закалки из твердой фазы чугунов приводит к тому, что в этом слое микротвердость непрерывно понижается при увеличении температуры нагрева.

Большая пересыщенность твердых растворов после лазерной закалки особенно в зоне оплавления может привести к выделению в процессе последующего нагрева большого количества метастабильных сегрегации и промежуточных фаз, что приводит к увеличению твердости. При нагреве образцов из сплава АЛ25, упрочненных СО₂-лазером, в течение 17 ч изменение микротвердости идентично типичным кинетическим кривым старения: в процессе нагрева при 150°С микротвердость увеличивается; при 200 и 250°С имеется небольшой максимум при выдержке 1 ч и последующее снижение; при 275°С имеется непрерывное снижение микротвердости. Во всех случаях микротвердость в ЗЛВ выше микротвердости исходного состояния сплава АЛ25, закаленного и подвергнутого старению по оптимальным режимам. Это свидетельствует о большей пересыщенности твердого раствора после лазерной закалки, чем после обычной закалки.

Дата добавления: 2014-01-04