Формирование модифицированных упрочненных слоев на сталях методами комплексного поверхностного легирования (стр. 2 )

Исследования влияния лазерной обработки на внутренние напряжения показали, что на легированной поверхности формируется неоднородное распределение остаточных напряжений: в центре лазерной дорожки образуются напряжения сжатия, уровень которых зависит от содержания углерода в стали и достигает 480 ± 80…800 ± 80 МПа. По мере удаления от центра дорожки эти напряжения либо снижаются до нуля на малоуглеродистых сталях, либо возникают растягивающие напряжения, достигающие 80 МПа на высокоуглеродистых сталях. Такое распределение остаточных напряжений может приводить к трещинообразованию в упрочненном слое при усталостных нагрузках. Обычно внутренние напряжения после лазерной обработки снимаются отжигом, однако при этом микротвердость упрочненного слоя снижается.

В работе построена расчетная модель, связывающая параметры структуры с уровнем упрочнения обрабатываемого материала. Расчетная модель базируется на основных положениях структурной теории прочности и позволяет рассчитать уровень упрочнения высокоуглеродистых сталей после лазерного легирования. Упрочнение углеродистой стали можно рассматривать как совокупное действие основных упрочняющих механизмов, возникающих в структуре после лазерного легирования:

σт = σ0+Δσт. р.+Δσд+Δσз+Δσс+Δσн + Δσд. у., (1)

где σ0 - напряжение Пайерлса-Набарро; Δσд - прирост предела текучести за счет дислокационного упрочнения; Δσз - прирост предела текучести за счет зернограничного упрочнения; Δσс - прирост предела текучести за счет образования субструктуры; Δσт. р - прирост предела текучести при твердорастворном упрочнении легирующими элементами и углеродом; Δσн - прирост предела текучести за счет микронапряжений; Δσд. у. – прирост предела текучести за счет дисперсионного упрочнения за счет карбидов легирующих элементов. Напряжение Пайерлса-Набарро для Feα. σ0 =30 МПа.

, (2)

где ξ- коэффициент перераспределения легирующего элемента в твердом растворе по отношению к общей концентрации; СL- концентрация легирующего элемента; КL - коэффициент упрочнения легирующим элементом, т. е. прирост предела текучести при концентрации элемента 1 % по массе, МПа.

, (3)

где α- параметр междислокационного взаимодействия для сталей с ферритной матрицей, α =0,1..0,3 - для углеродистых сталей; G- модуль сдвига для железа G=82000 МПа; b- вектор Бюргерса, для железа значение b= 2,5∙10-7 мм;- плотность дислокаций.

, (4)

где kз- коэффициент зернограничного упрочнения kз= 0,6 МПа∙м1/2;

dз – диаметр зерна.

, (5)

где kс- коэффициент субструктурного упрочнения kс= 0,6 МПа∙м1/2;

lя – размер ячеек.

, (6)

где - относительное изменение параметра решетки; Е – модуль Юнга, для железа Е=20000 МПа.

Расчет предела текучести за счет дисперсионного упрочнения при некогерентных включениях проводили по Оровану:

, (7)

где , (8)

где ; (9)

; (10)

; (11)

, (12)

где и - молекулярные массы л. э. и карбидов (нитридов или др. дисперсных включений); и - плотности л. э. и карбидов (нитридов или др. дисперсионных включений); - средний диаметр частиц карбидов (нитридов или др. дисперсионных включений);-коэффициент Пуассона.

Значения dз, lя, ∆a/a, ρд, , определяются частично экспериментально металлографическим и рентгеновским методами, частично берутся из справочных материалов. Значения структурных параметров, принятых к расчету, приведены в табл. 1.

Сравнение расчетных и экспериментальных данных показало хорошую сходимость результатов, что позволило сделать вывод о том, что модель адекватно описывает процессы, происходящие при лазерном легировании.

Основными критериями при выборе технологических режимов поверхностного легирования сталей являются микротвердость, толщина сформированного слоя и концентрация легирующих элементов в нем. На основании экспериментальных исследований определены рациональные диапазоны параметров лазерного легирования углеродистых сталей, которые приведены в главе 7.

Таблица 1

Структурные параметры углеродистой стали, подвергнутой лазерному легированию различными легирующими элементами

Легирующий элемент	Параметры структуры
dз, мкм	lя,м	∆a/a	ρд, см-2		, г/см3
V	2,0	0,5∙	1,75∙	5∙1010	51	5,96	0,36
Cr	2,0	0,5∙	0,35∙	5∙1010	52	7,1	0,3
Mo	1,5	0,5∙	4,89∙	1011	95,9	9,01	0,35
Al	5,0	0,5∙	2,095∙	1010	26,96	2,7	0,34

Глава 4 посвящена разработке комбинированной технологии упрочнения высокоуглеродистых сталей, заключающейся в лазерном легировании и последующем азотировании. Интерес к такой обработке вызван тем, что азотирование высоколегированной нитридообразующими элементами стальной поверхности позволяет получать на поверхности нитриды или карбонитриды легирующих элементов, обладающие высокой твердостью, сохраняющейся при нагреве в процессе эксплуатации изделий, что весьма актуально для инструмента, в особенности для штампов горячего деформирования. Кроме того, нагрев изделий в процессе азотирования устранит неблагоприятные внутренние напряжения, возникающие при лазерной обработке.

Перед проведением экспериментов были сделаны расчеты прогнозируемой прочности углеродистых сталей, обработанных по комбинированной технологии. После лазерного легирования и азотирования могут быть задействованы следующие упрочняющие механизмы: твердорастворное упрочнение атомами внедрения (азота и углерода), твердорастворное упрочнение атомами легирующих элементов, деформационное упрочнение, зернограничное и субструктурное упрочнение, упрочнение от микронапряжений и дисперсионное упрочнение когерентными и некогерентными частицами нитридов и карбидов легирующих элементов:

σт = σ0+ Δσт. р.+ Δσд+ Δσз+ Δσс+ Δσн + ΔσMeCд. у.+ ΔσMeN д. у..

Расчеты проводились аналогично приведенным в главе 3, за исключением прироста предела текучести за счет дисперсных частиц ΔσMeNд. у., которые рассчитывались по формулам Орована и Мотта-Набарро. Сравнение расчетного уровня упрочнения от лазерного легирования и от лазерного легирования с последующим азотированием показало, что после комбинированной обработки твердость упрочненного слоя увеличивается. Таким образом, проведение комбинированной обработки, заключающейся в лазерном легировании и последующем азотировании, является наиболее целесообразным для упрочнения высокоуглеродистых сталей.

Проведенные экспериментальные исследования влияния технологических параметров обработки показали, что азотирование стали У10, предварительно легированной исследуемыми элементами, как правило, приводит к незначительному снижению микротвердости упрочненного слоя, что, по-видимому, связано с наличием в структуре остаточного аустенита. На рис. 4 представлено распределение микротвердости по толщине стали У10 после лазерного легирования молибденом и после лазерного легирования молибденом с последующим азотированием. Из графиков видно, что микротвердость в зоне легирования плавно уменьшается вглубь от поверхности. Кроме того, отсутствует резкое повышение микротвердости в зоне термического влияния. Это связано с тем, что выдержка при температуре азотирования 5700С приводит к распаду мартенсита на феррито-цементитную смесь и снятию внутренних напряжений, так как температура азотирования практически соответствует температуре высокого отпуска. Сходные процессы протекают и при легировании высокоуглеродистых сталей ванадием и вольфрамом.

В целом значения микротвердости упрочненного слоя после азотирования несколько снижаются, оставаясь достаточно высокими – на уровне микротвердости закаленной высоколегированной стали.

Проведенные исследования показали, что при азотировании сталей У8 и У10, предварительно легированных при лазерном нагреве, упрочненный слой имеет мелкозернистую структуру с диффузией азотистой фазы по границам зерен (рис. 5). Толщина его составляет около 70 мкм. Результаты проведенных дюрометрических исследований данного образца показали, что твердость после азотирования повысилась до 9000 МПа за счет образования мелкодисперсных нитридов и карбонитридов хрома.

Рис. 4. Влияние азотирования на микротвердость стали У10, предварительно легированной при лазерном нагреве в непрерывном режиме излучения (Таз=5700С, τ=6 ч): 1 – до азотирования; 2 – после азотирования

Рис. 5. Микроструктура стали У8, легированной хромом и азотированной при температуре Т=5700С, в течение τ=6 часов

Исследования распределения остаточных напряжений в поверхностном слое показали, что в процессе лазерного легирования и последующего азотирования формируется неоднородное распределение остаточных напряжений, однако наблюдается определенная симметрия относительно центра лазерной дорожки. Установлено, что на поверхности легированной дорожки для всех легирующих элементов после азотирования формируются напряжения сжатия, достигающие 300¸350±80 МПа. По мере удаления от центра дорожки эти напряжения снижаются практически до 0. На сталях 45 и У8 на расстоянии 3…5 мм от центра дорожки возникают напряжения сжатия 23±15 и 200±80 МПа соответственно. Такое распределение остаточных напряжений снижает склонность стали к трещинообразованию в упрочненном слое при циклических нагрузках.

На основании проведенных исследований установлены рациональные технологические параметры азотирования (температура и длителньность) для получения оптимальной толщины и микротвердости упрочненного слоя, которые приведены в главе 7.

Глава 5 посвящена разработке двухстадийной технологии модифицирования поверхности конструкционных сталей, включающей локальное лазерное легирование и металлизацию в атмосфере аммиака. Исследования проводились на образцах из армко-железа, поверхность которых насыщали хромом, титаном и алюминием. Предлагаемая технология состоит из следующих стадий. Первой стадией является локальное лазерное легирование в импульсном режиме излучения. Режимы лазерного легирования выбирали таким образом, чтобы глубина переплава была небольшой, что позволяет минимизировать неровности поверхности. Зоны лазерного легирования являются дополнительным источником легирующего элемента, от которого в процессе термодиффузионной металлизации идет диффузия легирующего элемента как по поверхности, так и вглубь изделия. Вторая стадия – термодиффузионная металлизация в печи в атмосфере аммиака со степенью диссоциации 30%. Наличие азота в насыщающей атмосфере понижает температуру полиморфного α→γ превращения, что позволяет снизить температуру процесса металлизации до 7000С. Галогенид, например, CrCl2, находящийся в шликерной обмазке, является катализатором транспортных реакций, что позволяет сократить длительность насыщения до 3 часов. При нагреве на поверхности стали происходит реакция: CrCl2+Fe↔Cr+FeCl2↑. В результате поверхность детали насыщается легирующим элементом, причем диффузия начинается от зон лазерного легирования и идет как по поверхности, так и вглубь детали, что позволяет получить диффузионный слой на всей поверхности вне зависимости от сложности ее геометрии.