CC BY
116
УДК 621.9.048.7:621.785.53.
КОМБИНИРОВАННОЕ ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ МЕТОДАМИ ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
О.В. Чудина, профессор, д.т.н.,
А.А. Брежнев, аспирант, МАДИ (ГТУ), г. Москва, Россия
Аннотация. Предложена комбинированная технология поверхностного упрочнения высокоуглеродистых сталей, заключающаяся в лазерном легировании с последующим азотированием и которая позволяет получать упрочненные слои толщиной до 700 мкм с микротвердостью до 12000 МПа. Установлены технологические параметры лазерной обработки, позволяющие формировать на поверхности углеродистой стали легированные слои с мелкозернистой структурой и дисперсными карбидами.
Ключевые слова: лазерное легирование, азотирование, углеродистые стали.
КОМБ1НОВАНЕ ПОВЕРХНЕВЕ ЗМ1ЦНЕННЯ ВУГЛЕЦЕВИХ СТАЛЕЙ МЕТОДАМИ Х1М1КО-ТЕРМ1ЧНО1 ОБРОБКИ
О.В. Чудша, професор, д.т.н.,
А.А. Брежнев, асшрант, МАД1 (ДТУ), м. Москва, Рос1я
Анотаця. Запропоновано комбтовану технологт поверхневого змщнення високовуглецевих сталей, що полягае в лазерному легуванм з подальшою азотизащею i дозволяе одержувати змщнет шари товщиною до 700 мкм з мiкротвердiстю до 12000 МПа. Встановлено техноло-гiчнi параметри лазерног обробки, що дозволяють формувати на поверхт вуглецевог сталi ле-говат шари з дрiбнозернистою структурою i дисперсними карбiдами.
Ключов1 слова: лазерне легування, азотизащя, вуглецевi сталi.
COMBINED SURFACE HARDENING OF CARBON STEELS BY METODS OF TERMO- CHEMICAL TREATMENT
O. Chudina, Professor, Doctor of Technical Science, A. Brejnev, graduate,
MADI (STU), Moscow, Russia
Abstract. We propose a combined technology of surface hardening of high carbon steels, consisting of laser alloying with subsequent nitriding. It makes possible to obtain hardened layers with thickness up to 700 mm with microhardness up to 12000 MPa. Technological parameters of laser treatment, allowing obtaining alloing layers with fine-grained structure with dispersed carbides on the surface of carbon steel arc defined.
Key words: laser alloying, nitriding, carbon steel.
Введение
В настоящее время лазерная обработка используется для повышения прочностных характеристик различных материалов, в том числе и углеродистых сталей. Ее преимуще-
ствами являются высокая скорость, точность и качество обработки [1].
Легирование при лазерном нагреве позволяет получать слои толщиной до 300 мкм при импульсном воздействии и до 700-800 мкм -при непрерывном. При этом распределение
легирующего элемента в зоне лазерного воздействия, как правило, равномерно по всей толщине. Высокие скорости нагрева и охлаждения приводят к образованию неравновесных структур с высокой микротвердостью. Преимуществами лазерного легирования, по сравнению с другими способами модифицирования поверхности, являются экономия легирующего элемента, минимальная последующая механическая обработка, экономия трудовых затрат [1]. Недостатком лазерного легирования являются неблагоприятные растягивающие остаточные напряжения на границе между зоной лазерного воздействия и материалом матрицы, приводящие к образованию трещин в процессе эксплуатации [2, 3]. Напряжения можно уменьшить дополнительным нагревом, но при этом снижается твердость упрочненных слоев [3, 4].
Известно также, что азотирование углеродистых сталей, практически не повышая твердость, обеспечивает улучшение антифрикционных характеристик при контактных нагрузках [5].
Для повышения прочности, контактной выносливости и сопротивления износу необходимо увеличить поверхностную твердость слоя, что обычно достигается азотированием сталей, легированных нитридообразующими элементами. Легирующие элементы изменяют растворимость азота в а-фазе, растворяются в е- и у'- фазе, образуя самостоятельные дисперсные нитриды. При азотировании сплавов железа в у'- и е-фазах часть атомов железа замещается легирующими элементами, возникают комплексные нитридные соединения (Бе,М)^, (Бе,М)3^ (Бе,М)2К Область гомогенности у'-фазы расширяется, а легирование е-фазы повышает ее твердость и сопротивление износу. При этом твердость зоны внутреннего азотирования определяется выделением нитридов легирующих элементов [7].
Из числа металлов переходной группы нитриды образуют только те элементы, у которых предпоследняя электронная ^-подгруппа менее достроена, чем у железа, причем склонность к образованию нитридов возрастает в следующей последовательности: N1 ^-Со^- Бе^ Мп ^-Сг ^-Мо №
^г [5, 7].
Цель работы
С учетом изложенного выше можно заключить, что для повышения прочностных характеристик и износостойкости углеродистых сталей целесообразно проводить комбинированную технологию, состоящую из легирования нитридообразующими элементами при лазерном нагреве и последующего азотирования. Это и явилось целью данной работы.
Методика проведения исследований
Исследования проводили на высокоуглеродистых сталях У 8 и У10. Поверхность образцов обезжиривали ацетоном, затем наносили обмазку, состоящую из порошка легирующего элемента (Мо, У, ', Т1, №, Сг, А1) и связующего вещества, в качестве которого использовался цапонлак. Обработку опытных образцов проводили на газоразрядном СО2-лазере мощностью 600 Вт в защитной атмосфере аргона при различных скоростях перемещения лазерного луча: от 5 до 30 мм/с. Азотирование проводили при температуре 570 °С в течение 6 часов со степенью диссоциации аммиака 30 %. Микроструктуры шлифов исследовали на микроскопе Ахюуей 25 СА. Измерения твердости упрочненных слоев проводили по стандартной методике на микротвердомере ПМТ-3.
Обсуждение результатов
На формирование легированной зоны на поверхности углеродистой стали под действием непрерывного лазерного излучения оказывают влияние следующие факторы: химический состав и количество обмазки, мощность и скорость перемещения лазерного луча. С увеличением скорости движения лазерного луча от 5 до 25 мм/с толщина зоны легирования уменьшается от 700 ± 100 до 350 ± 100 мкм. Разброс значений зависит от теплофизических свойств обмазки.
Исследования показали, что скорость перемещения лазерного луча существенно влияет на структурообразование и микротвердость сталей У8 и У10. Так экспериментально установлены режимы лазерного легирования, позволяющие получать мелкозернистую структуру. При мощности излучения 600 Вт и скорости перемещения лазерного луча 5-15 мм/с в зоне лазерного легирования
углеродистой стали формируется однородная мелкозернистая перлитная структура с выделениями дисперсных карбидов с высокой твердостью. Распределение микротвердости по толщине упрочненного слоя носит равномерный характер, что косвенно указывает на равномерное распределение легирующего элемента в ванне расплава.
Размер зерна зависит от типа легирующего элемента. При легировании молибденом размер зерна в зоне легирования составляет 1-3 мкм, ванадием и хромом - 2-4 мкм, титаном - 4-5 мкм, алюминием - 5-7 мкм (рис. 1). Аналогичные результаты получены и при лазерном легировании малоуглеродистых сталей [6].
С увеличением скорости перемещения луча лазера 15-30 мм/с образуется структура мелкоигольчатого мартенсита с включениями мелкодисперсных карбидов с твердостью до 12000 МПа (рис. 1).
Рис. 1. Микроструктуры стали У10 после легирования ванадием в непрерывном режиме излучения (Р = 600 Вт, V = 15 мм/с): а - (х100); б - (х1000)
Дальнейшее увеличение скорости перемещения луча выше 30 мм/с приводит к тому, что вся обмазка расплавляется раньше, чем начинает плавиться образец и происходит лазерная наплавка.
Таким образом, путем варьирования технологических параметров лазерной обработки на поверхности углеродистой стали можно формировать легированные слои толщиной до 700 мкм с благоприятной, с точки зрения повышения конструкционной прочности, структурой мелкозернистого перлита или мелкоигольчатого мартенсита с выделениями дисперсных карбидов.
При лазерном легировании некоторыми кар-бидо- и нитридообразующими элементами, например, ванадием, со скоростями перемещения лазерного луча более 10 мм/с наблюдается повышение микротвердости в зоне термического влияния (под зоной переплава) на глубину до 200 мкм. При этом микротвердость в зоне плавления в непосредственной близости к границе с зоной термического влияния в 1,25-2,5 раза меньше, чем в зоне термического влияния. Характер распределения микротвердости по толщине слоя при легировании вольфрамом, ванадием и молибденом показан на рис. 2.
Ь мкм
Рис. 2. Распределение микротвердости по толщине упрочненного слоя стали У10 после легирования молибденом, ванадием и вольфрамом в непрерывном режиме излучения Р = 600 Вт, V = 10 мм/с: 1 - Мо; 2 -У; 3 - '
Скачкообразное изменение микротвердости вблизи границы легированной зоны с основой и зоной термического влияния объясняется, во-первых, некоторым снижением со-
держания легирующих элементов вследствие особенностей массопереноса, возникающих при конвективном перемешивании, а во-вторых, обезуглероживанием зоны легирования [6]. Такой характер изменения микротвердости на границе зоны переплава с основным материалом указывает на неблагоприятное распределение остаточных напряжений в зоне термического влияния, устранить которое без заметного снижения твердости можно путем низкотемпературного азотирования.
С этой целью после легирования при лазерном нагреве образцы из сталей У8 и У10 подвергали азотированию при температуре 570 °С в течение 6 часов. Микроструктуры стали У 8, предварительно легированной хромом, представлены на рис. 3.
б
Рис. 3. Микроструктуры стали У 8 после легирования хромом в непрерывном режиме излучения (Р = 600 Вт, V=10 мм/с) и последующего азотирования (570 °С, 6 часов): а - х100, б - х1000
На рис. 3, а видно, что азотирование происходило не только по поверхности образца, но и по границе между матрицей и зоной лазерного легирования. Это связано, во-первых, с тем, что азот диффундирует не только вглубь, но и в направлении легированных зон, так как легирующие элементы повышают растворимость азота в феррите; во-вторых, с тем, что на границе между зоной плавления и матрицей в зоне термического влияния повышается плотность дислокаций, что облегчает диффузию азота. Также четко видна граница диффузионного слоя, под которой наблюдается непротравленная зона лазерного легирования. Выявить микроструктуру этой зоны не удается даже концентрированной азотной кислотой. Отсутствие травимости указывает на высокую коррозионную стойкость упрочненного слоя, что является следствием повышенной концентрации хрома, находящегося в твердом растворе после лазерного легирования.
На рис. 3, б при большом увеличении показано строение диффузионного слоя, представляющее собой мелкозернистую структуру с азотистой фазой по границам зерен; толщина его составляет ~ 70 мкм. Поскольку при нагреве до 570 °С и последующей выдержке при азотировании размер зерна не увеличивается [5], то можно утверждать, что и до азотирования структура зоны лазерного легирования имела такое же мелкое зерно. Результаты дюрометрических исследований стали У8, легированной хромом, до и после азотирования представлены на рис. 4.
и, мкм
Рис. 4. Распределение микротвердости по толщине упрочненного слоя стали У8 после легирования хромом в непрерывном режиме излучения Р = 600 Вт, V = 10 мм/с - 1 и последующего азотирования при температуре 570 °С в течение 6 часов - 2
Из графиков видно, что высокая твердость после азотирования наблюдается только там, где прошла диффузия азота. На границе между зоной переплава и зоной термического влияния наблюдается резкое повышение значений микротвердости, что связано с диффузией азота по границе между зоной переплава и зоной термического влияния.
Проведенные исследования показали, что азотирование стали У10, предварительно легированной нитридообразующими элементами, приводит к некоторому снижению микротвердости упрочненного слоя. На рис. 5 представлено распределение микротвердости по толщине образцов после лазерного легирования молибденом и после лазерного легирования молибденом с последующим азотированием.
и, мкм
Рис. 5. Распределение микротвердости по толщине упрочненного слоя стали У10 после легрования молибденом в непрерывном режиме излучения Р = 600 Вт, V = 10 мм/с - 1 и последующего азотирования при температуре 570 °С в течение 6 часов - 2
Из графиков видно, что микротвердость в зоне легирования плавно уменьшается вглубь от поверхности. Кроме того, отсутствует скачкообразное повышение микротвердости в зоне термического влияния. Это связано с тем, что выдержка при температуре азотирования (570 °С) приводит к распаду мартенсита на феррито-цементитную смесь, так как температура азотирования практически соответствует температуре высокого отпуска. Сходные процессы протекают и при легировании высокоуглеродистых сталей ванадием и вольфрамом (рис. 6, 7).
В целом значения микротвердости упрочненного слоя после азотирования несколько снижаются, оставаясь достаточно высокими - на уровне микротвердости закаленной стали. Отсутствие резкого повышения микротвердости на границе между зоной переплава и зоной термического влияния означает также, что диффузии азота по границе между зоной плавления и зоной термического влияния не наблюдается, что также подтверждается металлографическими исследованиями, поскольку вблизи данной границы видимых изменений в структуре нет.
И, мкм
Рис. 6. Распределение микротвердости по толщине упрочненного слоя стали У10 после легирования ванадием в непрерывном режиме излучения Р = 600 Вт, V = 10 мм/с - 1 и последующего азотирования при температуре 570 °С в течение 6 часов - 2
И, мкм
Рис. 7. Распределение микротвердости по толщине упрочненного слоя стали У10 после легирования вольфрамом в непрерывном режиме излучения Р = 600 Вт, V = 10 мм/с - 1 и последующего азотирования при температуре 570 °С в течение 6 часов - 2
Таким образом, комбинированная обработка высокоуглеродистых сталей, заключающаяся в лазерном легировании с последующим азотированием, позволяет получать высокую твердость на поверхности высокоуглеродистых сталей, а также устраняет неблагоприятные растягивающие остаточные напряжения вблизи границы между зоной лазерного воздействия и материалом матрицы.
Выводы
1. Установлены технологические параметры лазерной обработки, позволяющие формировать на поверхности углеродистой стали легированные слои со структурой мелкозернистого перлита или мелкоигольчатого мартенсита с выделениями дисперсных карбидов.
2. Предложена комбинированная технология поверхностного упрочнения высокоуглеродистых сталей, заключающаяся в лазерном легировании с последующим азотированием и которая позволяет получать упрочненные слои толщиной до 700 мкм с микротвердостью до 12000 МПа.
Литература
1. Рыкалин Н.Н. Лазерная и электронно-
лучевая обработка материалов : справочник / Н.Н. Рыкалин, А.А. Углов, И.В. Зуев, А.Н. Кокора. - М. : Машиностроение, 1985. - 496 с.
2. Великих В.С. Рентгенографическое иссле-
дование остаточных напряжений, возникающих после импульсной лазерной
закалки сталей / В.С. Великих, И.Н. Воронов, В.П. Гончаренко и др. // Физика и химия обработки материалов. - 1982. -№ 6.- С. 138-143.
3. Origin and Development of Residual Stresses
Jnduced by laser Surface-Hardening Treatments / A. Soli^, D. Sanctis De M., L. Paganini oth. // J. Heat Treat. - 1984. -Vol. 3, № 3. - P. 193-204.
4. Хаскин В.Ю. Лазерное термоупрочнение
комплексно легированных сталей с низким и средним содержанием углерода /
B.Ю. Хаскин, С.Ю. Павловский, В .П. Га-ращук, В.Д. Шелягин : док. Нац. Акад. наук Украши. - 2000. - № 2. - С. 102106.
5. Лахтин Ю.М. Внутреннее азотирование
металлов и сплавов / Ю. М. Лахтин, Я.Д. Коган // Металловедение и термообработка металлов. - 1974. - №3. -
C.20-28.
6. Чудина О.В. Комбинированные методы
поверхностного упрочнения сталей с применением лазерного нагрева / О.В. Чудина. - М. : МАДИ (ГТУ), 2003. - 248 с.
7. Лахтин Ю. М. Азотирование стали /
Ю.М. Лахтин, Я.Д. Коган. - М. : Машиностроение, 1976. - 256 с.
Рецензент: С.С. Дьяченко, профессор, д.т.н., ХНАДУ.
Статья поступила в редакцию 20 августа 2010 г.
