CC BY
32
УДК 669.017:621.78:536.2
Д-р техн. наук З. А. Дуряпна, Г. В. Лазько, Н. В. Пилипенко Нацюнальний уыверситет «Льв1вська пол1техн1ка», м. Льв1в
КОМП'ЮТЕРНЕ МОДЕЛЮВАННЯ ОПТИМАЛЬНИХ ПАРАМЕТР1В ЛАЗЕРНОГО ЛЕГУВАННЯ КОРОЗ1ЙНОТРИВКИХ СТАЛЕЙ
Представлено результати лазерного легування сталей 12Х18Н10Т i ЭП 823 складними сумШами. Проаналiзовано вплив температурного поля на особливостi формування структурно-фазового стану поверхнi. За допомогою комп 'ютерного моделювання розподiлу значень температурного поля в оплавленiй зонi встановлено оптимальнi режими лазерного легування до^джуваних сталей. Показано, що використання методики оцiнки розмiру зерен у поеднант з коректно пiдiбраними легувальними елементами та режимами поверхневог обробки дозволить створювати захиснi бар 'ернi шари з прогнозованою дрiбнозернистою структурою та високим рiвнем функцiональних властивостей.
Вступ
Вщомо, що взаeмодiя висококонцентрованих потоков енергп лазерного випромiнювання з поверхнею конструкцшних матерiалiв викликае зм^ Н фазового та напруженого стану з одночасною трансформащею морфолопчних ознак структури. Саме тому одним iз важливих завдань iнженерil поверхш е встановлення взаемозв'язку мiж параметрами технолопчного про-цесу формування поверхневих шарiв iз заданою структурою та 1х функцiональними властивостями. Для цьо-го у дослiджуваних нами системах «сталь-насичуваль-ний елемент» здiйснено термодинамiчний прогноз iмовiрностi утворення спектру вторинних фаз на ос-новi порiвняльного аналiзу ввдповвдних подвiйних i по-трiйних дiаграм стану та комп'ютерного моделювання характеру розпод^ температурного поля за гли-биною оплавлено! поверхш [1, 2]. Це покладено за основу при встановленш особливостей мехашзму структуроутворення в поверхневих шарах корозшнот-ривких сталей аустештного (12Х18Н10Т) i ферито-мартенситного (ЭП 823) класiв пiсля лазерного легування складними сушшами при встановленш опти-мальних режимiв формування зазначених поверхневих шарiв комп'ютерним моделюванням.
1 Матерiали та методика дослвджень
Об'ектом дослiдження обранi корозiйнотривкi сталi 12Х18Н10Т та ЭП 823. Поверхневе лазерне легування здшснювали на СО2-лазерi неперервно! ди фiрми «ТЯПМР» потужтстю 6,5 кВт, довжиною хвилi випро-мiнювання 10,6 мкм, швидюстю сканування променя за поверхнею зразка 1990 мм/хв., який мае низку пере-ваг порiвняно з традищйними СО2-лазерами типу «Кардамон». Зазначет переваги обумовленi певними конст-рукторськими рiшеннями та використанням бшьшо! пагужносп лазерного випромiнювання. Зокрема, тд час опромшення вiдбуваеться рiвномiрнiший розподiл температурного поля в оплавленш зот без iстагноrа пере-грiву по вщношенню до температури лiквiдус сталь 1снуе можливiсть регулювати час на^ву, при якому легована лазером поверхня сталей характеризуеться мiнiмальною шорстк1стю, а сформована на И поверхш структура - мшмальною неоднорвдшстю, оск1льки об-робка проходить без перекриття дорiжок. Легувальна обмазка готувалась на основi редкого скла, у яке додавали дисперст порошки наперед встановлених склад-них сумiшей (табл. 1), що доводили до консистенцл сус-пензп, яку тонким шаром, товщиною 15-20 мкм, наносили на поверхню зразк1в.
Таблиця 1
Сталь Склад порошкових сумшей Очшуват вторинш фази*
12Х18Н10Т 1 20%Ее+40%№+30%Б+ 10% карбщи: Сг7С3, Т1С, КЪС0 5, Сг3С2, Сг4С, Ее3С; нiтриди: В1К4, ТЫ, ЫЪЫ, БЫ, Сг2К, СгЫ, Ге4Ы; бориди: ТШ2, СгБ2
2 100% ЫЪ
ЭП 823 1 20%Ее+40%№+30%Б+ 10% карбiди: Сг7С3, КЪС0,5, Сг3С2, Сг4С; ттриди: SiN4, ЫЪЫ, БЫ, Сг2К, СгЫ, Ге4Ы; бориди: СгБ2
2 100% ЫЪ
* Означен фази розподтеш нами в ряди за зменшенням ¡мов1рност1 гх утворення в1дпов1дно до проведених попередньо термодинам1чних розрахунюв
© З. А. Дуряпна, Г. В. Лазько, Н. В. Пилипенко, 2008 20
Наявтсть рщкого скла в обмазщ сприяе максимальному використанню енерги випромiнювання лазера, ос-к1льки при довжиш хвилi 10,6 мкм коефщент вщбиття традицию! графгтово! обмазки становить 22,7 %, а рвдко-го скла - 2,8 %. Крiм того, використання рiдкоrо скла дозволяе створювати покриття, металева матриця яких змiцнена керамiчними частинками, що додатково тдви-щуватиме !х працездатнiсть. Стад зазначити, що лазер-не легування здiйснювали при 100 %-й продувщ азотом, що дозволяе використовувати атоми азоту як до-даткового легувального елементу, який подаеться з газово! фази. Шсля лазерного легування проводили металоrрафiчний аналiз торцевих мiкрошлiфiв досль джуваних зразшв на установцi «№о:Ю: 21» з приставкою для вимiрювання мжротвердосп.
2 Теорiя та аналiз отриманих результат
Температурне поле в зош дИ лазерного випромь нювання е одним iз основних параметрiв теплового стану тша, змiна якого шщгюе структурно-фазовi пе-ретворення в поверхневому шарi матерiалу i мае вирь шальний вплив на перебir технолопчного процесу поверхнево! обробки [3-5]. Експериментальне визна-чення характеру розподiлу значень температурного поля оплавлених д^нок поверхш конструкцiйних матерiалiв пов'язано iз значними методичними труд-нощами. Найбiльш доступними оцiночними методами е розрахунков^ на основi комп'ютерного моделю-вання.
У нашому випадку просторово-часова дiя лазерного випромiнювання е недостатньою для випаровуван-ня поверхневого шару матерiалу, тому вплив пдроди-намiчних процеав на температурне поле е несутте-вим. Беручи це до уваги та нехтуючи залежнiстю теплофiзичних характеристик вщ температури, мате-матичною моделлю процесiв на^вання-охолоджен-ня (ефективного теплового джерела) е крайова задача теплопровщносп, яка в результатi певних перетворень трансформуеться в рiвняння (1) для визначення температурного поля безмежно! пластини:
I(x, у, 2, т) = ^ +
О а } ф(z,то)Х(x,т, то, 1 )Х(У,т, то,Л)
ч
I о
4ак
т0 +
х
1^4аку то +1
К(т-%о)Лто. (1)
Нами дослiджено характер розподiлу температурного поля в технолопчнш зонi пластини iз корозшнот-ривко! сталi 12Х18Н10Т (теплофiзичнi властивостi яко!: коефiцiент теплопровiдностi ¡{ = 21,333 Вт/К-м; коефiцiент температуропровщност а = 0,6294-10-6 м2/с; температура плавлення Т = 1800 °С) залежно вiд про-сторово-енергетичних параметрiв при И леrуваннi, а також зд1йснено прогноз меж !х допустимо! змши. При цьому приймалось, що при неперервному режимi оп-ромшення (МХ)=1, О = 6,5 Квт) пляма опромшення (ггх = 10 мм2, г. = к.:0-5- розмiр плями за координатою У~{х,у) [5]) поступально рiвномiрно рухаеться паралель-но оа х за поверхнею пластини товщиною 25 = 2 мм,
к(мм)
1,2 1 0,8 0,6 0,4 0,2 0
\
\
д
ч \ ч
1 2,5 4 5,5 7 8,5 К а
750 650 550 450 350 250 150
к \
\
Ч N
Ч
-
Т*Е-03
3.1 2,8 2,5
2.2 1,9
1 1,2 1,4 1,6 V (Мхе)
1,2 1,4 1,6 1,8
V (м/хв)
Рис. 1. Результаты моделювання основних параметр1в технолопчного процесу лазерного легування:
а - максимальне значення глибини проплаву, б - максимальне значення квазютацюнарно! температури, в - час встановлення усталеного теплового режиму, г - залежнють коефщента вщбиття вщ швидкост сканування
+
У
0,66
0,61
0,56
початкова температура яко! t0 = 0, а теплообмш i3 навко-лишшм середовищем вiдсутнiй.
Результати моделювання основних парамет^в тех-нологiчного процесу лазерного легування тсля тес-тування програми виведено на iнтерфейс (рис. 1). Зок-рема наведено змiну максимальних значень глибини проплаву h (мм) та квазктащонарно! температури T (°C) у технолопчнш зонi (рис. 1, а, б) залежно вiд спiввiдношень розмiрiв елiптичноï плями К = r /г х для швидкостей сканування V = 1;2 мБ хв, (шдповщно суцшьна та штрихова кривi). Залежнiсть часу встанов-лення усталеного теплового режиму технолопчно! зони т(мс) ввд швидкосп сканування для ствввдношень розмiрiв ел1птично1 плями К = 1; 10 подано на рис. 1, в, вщповщно, суцшьною та штриховою кривою.
Залежтсть коефiцieнта вiдбиття г вщ швидкостi сканування представлено на рис. 1, г. В даапазош швид-костей сканування променя за поверхнею зразка 0,0162^0,0333 м/с та при стввщношент розмiрiв елт-тично1 плями К = 10, глибина проплаву при легуванш поверхнi сталi 12Х18Н10Т виявляеться практично незмiнною i приблизно дорiвнюе 0,05 мм.
Наведенi результати сввдчать, що у зазначеному да-пазот швидкостей сканування за встановлених значень енергетично-просторових параметрiв та режимiв оброб-ки, квазiстацiонарний тепловий стан в зот термiчного впливу встановлюеться не тзтше як через 0,85 с тсля початку опромшення. При цьому максимальна темпера-
тура в зон оплавлення не перевищуе 3345 °C Таким чином, лазерне легування дослвджуваних сталей було Здiйснено нами вщповвдно до оптимальних параметрiв, встановлених комп'ютерним моделюванням.
Пiсля лазерного легування стал1 ЭП 823 сумiшшю 1 (табл. 1) металографiчно встановлено низьку здатшсть до травлення, що може сввдчити про iмовiрнiсть част-ково1 аморфiзацiï тонких поверхневих шарiв (рис. 2, а). Натомють приповерхнева зона на глибит 20-30 мкм характеризуеться дендритною будовою дисперсних кристалiв основного твердого розчину з великою шльшстю рiвномiрно розташованих вторинних фаз. Дмнка наступно! зони, товщиною 50-60 мкм, характеризуемся утворенням механiчноï сумiшi дендрит-них кристалiв iз вторинними фазами, шльшсть яких значно зменшуеться з наближенням до границi оплавлено!' зони. Перехiдна дифузiйна зона мае товщину порядку 100-150 мкм i плавно переходить до структу-ри основного матерiалу. Iдентифiкацiя морфолопчних ознак структури корелюе з результатами вимiрювання мiкротвердостi. Зокрема, максимальнi ïï значення порядку 16-17 ГПа в приповерхневому шарi (рис. 2, в, крива I) iмовiрнiше за все завдячують утворенню в поверхневих шарах вторинних фаз SiN4, NbN, BN, CrB2. Слiд вiдзначити, що у наступних зонах значення мжротвердосп повiльно зменшуються i в перехщнш дифузiйнiй зонi складають 6,5-7 ГПа (при мжротвер-достi основи сплаву порядку 2,5 ГПа).
й С
1-Ч £
17,5 15,5 13,5 11,5 9,5 7,5 5,5 3,5 1,5
L, мкм
100
200
300
400
Рис. 2. Мжроструктура стал1 ЭП 823 тсля лазерного легування сумшшю 1 (а), та сумшшю 2 (б) х 200 i характер розподшу мжротвердост (в): I - легування сумшшю 1, II - легування сумшшю 2
б
а
0
в
Пiсля лазерного легування сумiшшю 2 (табл. 1) поверхня сталi ЭП 823 являе собою дифузiйний шар товщиною 50 мкм (рис. 2, б) що мае будову мехашч-но! сумiшi рiзнорiдних дрiбнодисперсних кристалтв, з мiкротвердiстю порядку 7 ГПа (рис. 2, в, крива II). Щд ним розташовано шар, товщиною порядку 100 мкм, будова якого складаеться iз зерен а-твердого розчину, на фонi якого iдентифiкуються дисперсш поодинок1 включения вторинних фаз. Стд зазначити, що м^от-вердiсть ще! зони становить 3,5-4,5 ГПа.
Поверхня слшп 12Х18Н10Т, лазерно легована сумш-шю 2 (табл. 1, рис. 3, а), складаеться з двох шарiв: верхнш являе собою дифузшну зону, що мае зернисту будову гетркового типу, нижиiй - будову мехашчно! сумiшi зерен у-твердого розчину iз дисперсними вклю-ченнями вторинних фаз. М^отвердють сформованих шарiв на дешлька порядков вища, нiж у основного ме-талу та складае порядку 8 ГПа, а попм стрибкоподiб-но знижуеться до мжротвердосп основи (рис. 3, в, крива I).
Стд зазначити, що тсля лазерного легування сталi 12Х18Н10Т сушшшю 1 на поверхнi формуеться дуже тонкий, несуцiльний шар, що не травиться на зерно. З огляду на складники легувально! сумiшi, в даному ви-падку висока вiроriднiсть утворення металокерамiч-но! структури, але це вимагае подальшо! щентифтацп з використанням тонких методiв дослвдження поверхш. Розмiщений нижче шар мае товщину порядку 30 мкм та зернисту будову гетркового типу (рис. 3, б). Його мжротвердють - близько 3,4 ГПа (рис. 3, в, крива II). Пд ним знаходиться зона дисперсних кристалiв дендритного типу з рiвномiрно розмiщеними включеннями
вторинних фаз. Товщина ще! зони порядку 100 мкм, а И мжротвердють становить порядку 3 ГПа.
Слщ визначити, що незалежно ввд структурного класу дослiджуваних сталей, глибина проплавлених шарiв досить велика. Сформоваш леrоваиi шари чiтко структурованi, яшсш, щiльно прилягають до основи стал^ вiдшарувань пор та мiкротрiщин не виявлено. Оск1льки функцiональнi властивостi створених у та-кий спосiб поверхневих шарiв визначатимуться як мор-фолопчними ознаками структури, так i и фазовим складом, ми пропонуемо оцiнювати рiвень стабiльностi структури, а вщповщно, i властивостей за характером розпод^ розмiрноrо фактору мiкроструктури поверхш на певнш, наперед визначенш rлибинi. Для ана-лiзу розмiрiв зерен використовуемо ориriнальну ком -п'ютеризовану методику, за основу яко! покладено роз-пiзнавання образiв i яка адаптована до умов задач^ поставлено! у нашiй роботi. Дана методика iзометрич-ного зображення дозволяе аналiзувати rеометричнi параметри певно! вибiрки зерен, що дае можливiсть автоматизувати аналiз показник1в розкиду розмiру зерен дослщжуваного зразка у виrлядi riстоrрами пара-метрiв розподiлу дiаметрiв зерен. Для цього створено вщповщний програмний продукт, що iдеально тдхо-дить для оцiнювания змiни розмiру структурних скла-дових у створених нами лазерним легуванням бар'ер-них шарах. Таким чином, з'являеться можливють роз-рахувати параметри зеренно! структури за глибиною створених лазерним легуванням поверхневих шарiв, щоб надати !м вiдповiдних функцiональних властивостей, наприклад наперед означеного рiвия зносотрив-косп, шорсткостi тощо. В такий спосiб у легованих
в
Рис. 3. Мжроструктура (а, б) х 200 та характер розподшу мжротвердост (в) в поверхневих шарах стал1 12Х18Н10Т, июля
лазерного легування сумшшю 2 (I) та сумшшю 1 (П) вщповщно
лазером шарах реально формувати окремi зони, що вiдрiзняються мiж собою розмiрами зерен, певними морфологiчними ознаками будови внутршшх та зовнiшнiх поверхонь розд^, що своею чергою буде змiнювати енергетичний стан та фiзику i хiмiю по-верхнi.
У такий спосiб к1льк1сна методика з розтзнавання геометричних образiв може бути покладена за основу аналiтичного моделювання та прогнозування функць ональних властивостей поверхш сталей шляхом керо-вано! змши розподiлу дисперсностi структури за гли-биною поверхневих шарiв. Слiд зазначити, що ця методика е також ефективною з точки зору економп часу i фiнансових витрат порiвняно iз проведениям анало-пчних дослiджень методами к1льк1сно1 металографп. Крiм того, використання ще1 методики дае можливють вести обрахунки за аналiзом фотографiй мжрострук-тури сплаву незалежно вiд !х збiльшения та якосп.
На обранiй мжрофотографп поверхнi дослщжува-ного матерiалу (рис. 3, б) видаемо дiлянку прямо-кутно1 форми, що найбшьш докладно характеризуе
морфолопчш ознаки структури пiсля лазерного легування та методами комп'ютерно1' видозмши геометрiï зображення трансформуемо геометричне зображення в систему сигналiв за розподшом яскравостей зображення. Використовуючи спещальну вiдтестовану про-граму, здiйснюемо порiвняльний аналiз, що дозволяе зiставити рiвень яскравостi зображення з геометрич-ними параметрами мiкрооб'емiв, що розпiзнаються. Це дозволяе вивести на штерфейс програми пстогра-му розподiлу зерен за усередненими розмiрами 1'х дiа-метрiв з одночасною певною статистичною обробкою одержаних результапв (рис. 4).
Отже, за результатами комп'ютерного моделювання розщдалу температурного поля в оплавленш зош нами встановлено оптимальнi режими лазерного легування. Показано, що обробка, здiйснена за встанов-леними режимами, дозволяе на сталях аустешгного та ферито-мартенситного класiв одержувати яшсш ди-фузiйнi шари, регулюючи структуру i фазовий склад яких нам вдаеться змiнювати в потрiбному напрямку рiвень 1х властивостей.
Рис. 4. Пстограма параметрiв розподiлу дiаметрiв зерен
Висновки
1. Комп'ютерним моделюванням розщдалу значень температурного поля в оплавленш зош встановлено, що основними параметрами, як регулюють стан поверхш, можна вважати швидк1сть сканування лазерного променя i рiвень температури на заданiй глибинi вiд поверхш. Оптимальш режими лазерного легування дослщжуваних сталей сумiшами 1 i 2: швидшсть сканування променя за поверхнею зразка 1990 мм/хв.
2. Пiсля лазерного легування дослщжуваних сталей за оптимальними режимами, що встановлеш за допомогою комп'ютерного моделювання, одержат чико структуроваш, якiснi шари з шдвищеним значениям мiкротвердостi.
3. Показано, що використання комп'ютеризованоï методики для оцшки розмiру зерен i пстограми роз-подiлу за усередненими розмiрами 1х дiаметрiв у по-
еднанш з коректно пiдiбраними легувальними елемен-тами та оптимальними режимами лазерного легуван-ня дозволяе прогнозувати i створювати поверхневi шари з наперед заданою дрiбнозернистою структурою та рiвнем функцюнальних властивостей.
Перелiк посилань
1. Дурягина З.А., Лазько Г.В. Оптимизация режимов лазерного легирования нержавеющей стали 12Х18Н10Т путем компьютерного моделирования распределения температурного поля оплавленной поверхности // Сборник докладов 7-й Международной конференции «Оборудование и технологии термической обработки металлов и сплавов», 24-28 апреля 2006, Харьков. - Том 1. -С. 168-172.
2. Дуряпна З.А., Лазько Г.В. Вплив комплексного лазерного легування иiобiем та азотом на характер структуро-утворення в приповерхневих шарах нержавточих сталей // Машинознавство. - 2005. - № 4(94). - С. 52-55.
3. Углов А.А., Смуров И.Ю., Лашин А.М., Гуськов А.Г. Моделирование теплофизических процессов импульсного воздействия на металлы. - М.: «Наука», 1991. -287 с.
4. Оптическое измерение температуры поверхности металлов при импульсном лазерном облучении / А.А.Уг-лов, А.Н. Ермолаев, В.И. Завидей // Квантовая электроника. - 1990. - № 4(17). - 519 с.
5. Повышение надежности турбинных лопаток методом вакуумно-дугового нанесения покрытий / И.В. Буров, В.П. Валуев, В.Г. Кузнецов, С.А. Леонтьев, И.С. Полипанов, А.И. Рыбников, А.А. Соломатников // ISSN 04916441 Сварочное производство. - 1995. - № 5. - С. 13-16.
Одержано 26.12.2007
Представлены результаты лазерного легирования сталей 12Х18Н10Т и ЭП 823 сложными смесями. Проанализировано влияние температурного поля на особенности формирования структурно-фазового состояния поверхности. С помощью компьютерного моделирования распределения значений температурного поля в оплавленной зоне установлены оптимальные режимы лазерного легирования исследуемых сталей. Показано, что использование методики оценки размера зерен в сочетании с корректно подобранными легирующими элементами и режимами поверхностной обработки позволит создавать защитные барьерные слои с прогнозируемой мелкозернистой структурой и высоким уровнем функциональных свойств.
The results of laser alloying of steels 12X18H10T and ЭП 823 by complex mixtures are presented. Influence of the temperature field is analyzed on the feature offorming of the structural-phase state of surface. Using computer design of distributing of the temperature field values in a melting area the optimum modes of laser alloying of studied steels are found. It is shown that the application of method of grains size estimation and modes of surface treatment in combination with correctly chosen alloying elements allow to create protective barrier layers with the predictedfinegrained structure and high level of functional properties.
УДК 669.017:539.375
Канд. техн. наук С. Н. Попов, Д. А. Антонюк Национальный технический университет, г. Запорожье
ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ВНЕШНИХ УСЛОВИЙ ИЗНАШИВАНИЯ НА ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ РЕЗЦОВ
ДОРОЖНОЙ ФРЕЗЫ
В работе исследовано влияние внешних условий изнашивания на износостойкость резцов дорожной фрезы, эксплуатирующихся в условиях изнашивания закрепленным абразивом. Установлено, что с увеличением глубины разрыхления и прочности асфальтобетона при одноосном сжатии возрастает массовый износ инструмента. Разработаны математические зависимости, позволяющие прогнозировать износостойкость рабочих органов дорожных фрез при изменении прочности асфальтобетона и глубины врезания.
Введение
Анализ априорных данных относительно влияния режимов эксплуатации и внешних условий изнашивания на способность материалов противостоять абразивному воздействию при разрушении гранитных частиц в монолитной связке представляет значительную сложность вследствие малочисленности работ, а также отсутствия системного подхода в исследованиях. Проблема состоит в том, что известные подходы при анализе определяют процесс фрезерования как резание материала с образованием стружки. Однако по своей сути фрезерование асфальтобетона поворотными резцами представляет собой внедрение инструмента в монолитный слой, состоящий из битумно-мине-ральной связки и гранитных абразивных частиц. Ра-
бочий орган, взаимодействуя с частицами, освобождает последние от связки, тем самым образует разрыхленную массу. Следовательно, особенность данного вида обработки состоит в механизме удаления гранитных частиц из монолитной связки - разрыхлении.
Барабан дорожной фрезы с резцами относится к быстроходным рабочим органам, имеющим повышенные скорости обработки асфальтобетона. Принимая во внимание, что при увеличении как линейной скорости относительного перемещения, так и угловой скорости вращения фрезы, возрастают затраты, связанные с потерей мощности, повышается износ рабочих инструментов. Высокая твердость (12-16 ГПа) и прочность (10-30 МПа) частиц гранита, входящих в состав асфальтобетона, вызывает интенсивное разрушение
© С. Н. Попов, Д. А. Антонюк, 2008
