ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ НАГРЕВА НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ (статья)

Отличительная особенность лазерного нагрева по сравнению с другими традиционными его водами заключается в том, что подвод энергии осуществляется с поверхности и передаётся в более глубокие слои материала за счёт теплопроводности. Вследствие этого нагрев различных по глубине слоев закаливаемого металла осуществляется до неодинаковых температур и с разными скоростями: наибольшая скорость имеет место на поверхности, минимальная в сердцевине. Это обстоятельство вызывает ряд структурных особенностей.

Во-первых, различна динамика изменения глубины нагреваемого слоя для разных материалов при одинаковых режимах обработки. Глубина этого слоя у углеродистых и низколегированных сталей аномально увеличивается при увеличении мощности излучения свыше 1,1 кВт в связи с уменьшением теплопроводности при нагреве до 1000Х и выше. Растворенные атомы углерода и легирующих элементов уменьшают теплопроводность, если содержание легирующих невелико. Тогда в решетке большая концентрация электронов проводимости, а вклад электронной проводимости много весомее, чем решеточной. Действительно, теплопроводность углеродистых сталей У10А и У10АГ в этой области температур снижается с 50 Вт/м-К до 25 Вт/м-К. В результате тепло накапливается в зоне действия источника и зона прогрева выше AC1 увеличивается.

С увеличением числа растворенных атомов количество электронов проводимости уменьшается, число дефектов решетки увеличивается, и доля решеточной проводимости растет. В результате теплопроводность среднелегиованных сталей практически не зависит от температуры вплоть до 1000°С и равна 25 Вт/м-К. Поэтому во всех других исследованных сталях "тепловой барьер" не образуется, вносимая энергия распределяется равномерно и прирастанне глубины нагретой зоны плавно затухает.

Исследованные легированные стали отличаются размерами зон структурных изменений и по другой причине. Наибольшие размеры закаленных слоев получены на сталях отечественного производства 7Н2МФА и 8Н1А, зарубежных SKS-51 и UHB15N20. Остальные стали (У10А, У ШАГ, 9ХФМ, HSS, NiFi и др.) близки по размеру закаленных зон. Причина таких различий в том, что граница закаленной зоны определяется положением критической точки Ac1. У первой группы сталей эта температура находится в диапазоне 690...710°С, у второй - 735...765°С. Таким образом, при наложении температурного поля от источника на граничную температуру AC1 ширина зоны закалки тем больше, чем AC1 меньше. Отметим, что при сверхвысоких скоростях нагрева значения Ac1 меняются мало. Зависимости глубины закаленной зоны от вносимой мощности и анализ микрошлифов поперечных сечений зон лазерного воздействия показывают, что, например, увеличение процентного содержания добавок марганца в сталях У10АГ, 9ХФ, 9ХФМ вызывает увеличение размеров дорожек закалки. Влияние марганца укладывается в предлагаемую схему, так как он действует аналогично никелю, уменьшая Ась

Таким образом, размерами упрочнённых с помощью лазерного излучения зон можно варьировать не только за счёт изменения режимных параметров обработки, оптимального подбора поверхностных поглощающих лазерное излучение покрытий. Важным оказывается обоснованное использование марок инструментальных сталей и рациональный выбор схемы и режима лазерной закалки.

Другой особенностью лазерной зоны закалки является аномальное строение мартенсита. При лазерном нагреве, как и при традиционных его видах, идёт формирование аустенитной структуры. Однако при высоких скоростях, которые типичны для лазерного нагрева и составляют при некоторых режимных характеристиках процесса до нескольких тысяч градусов в секунду, механизм формирования аустенптной структуры имеет свои особенности. При лазерном нагреве всех исследованных в работе сталей как отечественного, так и зарубежного производства выше температуры AC1 одновременно происходят два процесса. Первый из них -это превращение перлита в аустенит. При лазерных скоростях нагрева времени для протекания диффузии углерода недостаточно, что компенсируется некоторым повышением температуры АС1 При этом увеличивается разность свободных энергий фаз и многократно растет скорость диффузии углерода в железе. В результате при небольшом повышении температуры время образования аустенита уменьшается в сотни и тысячи раз, а температура AC1 увеличивается всего на 30...40°С. Это повышение температуры одновременно приводит к увеличению скорости зарождения зерен аустенита в 20...30 раз и достигает величины 50*103 зерен/мм3*с. В итоге скорость зарождения в 3...4 раза больше скорости роста зерен и аустенпт оказывается весьма мелкозернистым, с повышенным уровнем внутренних напряжений. Такие же свойства присущи и образующемуся из этого аустенита мартенситу. «Лазерный» мартенсит более дисперсен, обладает большей твердостью и более высоким уровнем внутренних напряжений.

Второй процесс - растворение избыточных карбидов в образовавшемся аустените. Этот процесс разделяет закаленную зону на два подслоя. Растворение карбидов идет на границе с ферритом, входящим в состав перлитного зерна Именно там возникает наибольшая концентрационная неоднородность по углероду. Введение в сталь до 1% хрома приводит к образованию вторичного карбида (Fe,Cr)3C, при этом карбид содержит до 25% всего хрома в стали. Сопротивление карбидной фазы растворению в аустените повышается, так как хром более сильный карбидообразователь. Высокая скорость нагрева и недостаток времени для диффузии компенсируется повышением температуры АСm- Однако коэффициент диффузии легирующих элементов даже при 1000°С в 10 ...10 раз меньше чем у углерода. Поэтому, в отличие от АС1 температура АСm растет значительно. Проведённые металлографические и рентгеноструктурные исследования показали, что при образовании расплава, на поверхности образцов не растворившихся карбидов обнаружено не было. Это означает, что критическая точка АСm в исследованных сталях не превышает 1300 °С. Зону, температура которой при лазерном нагреве превышала АСm назовем наружной, а зону, где температура была меньше АСm, но больше АС1 внутренней зоной закалки.

Из-за низкой диффузионной подвижности легирующих элементов в местах, где ранее находились карбидные частицы, после их растворения содержание хрома, марганца, углерода будет существенно выше, чем в среднем. После закалочного охлаждения именно в этих местах в первую очередь образуется остаточный аустенит, так как указанные элементы понижают температуру Мн. Такая структура характерна для внутренней зоны закалки. Напротив, в наружной области образцов структура стали, подвергнутой лазерному воздействию, более однородна как по фазовому составу, так и по твердости. Эта особенность объясняется тем, что наружная часть зоны закалки более продолжительное время находится под воздействием высоких температур, чем области в глубине металла.

Исследования показали, что количество остаточного аустенита в упрочнённом при помощи лазера слое растёт по мере увеличения содержания в стали углерода и легирующих элементов, несмотря на высокие скорости охлаждения (1,8...6,2 х 104 К/с). В целом, содержание остаточного аустенита заметно больше при лазерной обработке, чем при традиционной - печной. В последнем случае при соблюдении предусмотренных технологических режимов его количество не превышает 5...6 %, в слоях после лазерной обработки на 10... 12% выше. Это объясняется уже упоминавшейся высокой степенью негомогенности аустенита по углероду и карбидообразующим элементам.