Глава III. Промени в сруктурата и свойствата на стомани 5ХНМ, 3Х2В8Ф и 4Х5МФС при повърхностна обработка с непрекъснат лазер


3.1. Влияние на параметрите на лазерното въздействие върху геометрията на уякчения слой

Размерите на лазерно-уякчения слой са функция от параметрите на въздействие с КЕП и на топлофизичните свойства на материала. Тъй като коефициентите на топлопроводност l и на трите стомани не се различават особено, то получените при лазерното въздействие повърхностни слоеве са с близки размери (табл.8). Най-съществено влияние върху геометричните параметри на уякчения слой - дълбочина (по ос Z) и ширина (по ос Y) оказва плътността на енергията на въздействие Es. Нейното повишаване води до увеличаване както на ширината, така и на дълбочината на слоя, като влиянието е по-силно изразено по отношение на дълбочината. Технологичните параметри - плътност на мощността Ns и скорост на предвижване на източника по повърхността V влияят по различен начин върху размерите на слоя. От важно значение е промяната на Ns в зависимост от диаметъра на петното на въздействие dл. С неговото понижаване тя се повишава и води до по-ниски стойности на геометричните параметри на слоя, като това се отнася особено силно за ширината (табл. 8).

Таблица 8 
Размери на лазерно-уякчен слой при различни режими на лазерно въздействие.


При увеличаване скоростта на движение на лазера по обработваемата повърхност дълбочината и ширината намаляват, поради по-малкото време на въздействие, съответно по-малката плътност на енергията Es. Не всички исползвани режими на лазерното въздействие при стомани 3Х2В8Ф и 5ХНМ водят до получаване на стопена зона по повърхностния слой, докато за стомана 4Х5МФС параметрите на лазерната обработка са подбрани така, че да доведат до разтопяване на повърхността.

3.2. Влияние на параметрите на лазерното въздействие върху твърдостта и фазовия състав на уякчения слой

Въглеродното съдържание, различната степен на легиране, а съответно и различните за трите стомани карбидни фази предопределят промените в якостните свойства, изразени чрез твърдостта, при лазерно въздействие както при режими със стопяване на повърхностния слой, така и при режими без стопяване.

При стомана 5ХНМ вследствие на по-високото количество въглерод и на наличието на карбидна фаза от типа легиран цементит - М3С, който успява напълно да се разтвори в процеса на лазерно въздействие, се получава по-силно пресищане на твърдия разтвор. Това е причина за сравнително по-голямото повишаване на твърдостта - с около 440 HV5 в зоната на закаляване от течно състояние в сравнение с тази на изходния материал (фиг.3.7 и фиг.3.13). Същата тенденция се наблюдава и в зоната на фазови промени от твърдо състояние.

Уякчаващата фаза при стомана 3Х2В8Ф е комплексен карбид от типа М6С, който е трудно разтворим дори и при температури на топене. Високите скорости на нагряване при обработване чрез непрекъснат лазер способстват за частична дисоциация на карбидната фаза, което води до по-слабо пресищане на твърдия разтвор. Поради това повишаването на твърдостта както в зоната на закаляване от твърдо състояние, така и в стопената зона в сравнение с изходния материал е по-малко - от порядъка на 270 HV5 (фиг.3.7 и фиг.3.13).

При понижаване скоростта на движение на лазерния източник по повърхността може да се получи твърдост в разтопената зона, по-ниска от тази в зоната на фазови промени в твърдо състояние при стомана 4Х5МФС. По време на лазерното въздействие карбидите от типа М2С успяват напълно да се разтворят, стопилката се обогатява на въглерод и легиращи eлементи. При следващо високоскоростно охлаждане се получава структура, състояща се от мартензит, остатъчен аустенит и d - ферит. По-ниската скорост на движение води до по-голяма степен на прегряване, а наличието на Cr способства за понижаване температурата на началото на мартензитното превръщане - Мн. Създават се условия за увеличаване количеството на остатъчния аустенит. Поради сравнително невисокото съдържание на С-0,38%, неговото количество е в относително ниски граници и не може да се фиксира на дифрактограмата, но влиянието му върху понижаване на твърдостта в зоната на стопяване не може да се пренебрегне, както не може да се отрече и евентуалното влияние на d - ферита. Вероятно комплексното протичане на гореописаните процеси е определящо за по-ниската твърдост на зоната на стопяване в сравнение с тази в зоната на фазови промени в твърдо състояние и за по-слабото повишаване на твърдостта в приповърхностния слой - с около 250 HV5 в сравнение с изходния материал (фиг.3.7 и фиг.3.14). При всички използвани режими на лазерна обработка чрез стопяване промяната на параметрите на режима не оказва съществено влияние върху величината на повърхностната твърдост и при трите стомани (фиг.3.13 и фиг.3.14).

Фиг.3.7. Промяна на повърхностната твърдост при лазерно въздействие чрез стопяване.

Фиг.3.13. Средна твърдост на стомани 3Х2В8Ф и 5ХНМ:
изходен материал - 1, лазерно-уякчен с разтопяване слой:
Ev=15873 J/cm³ - 2; Ev=12889 J/cm³ - 3; Ev=13889 J/cm³ - 5  и
лазерно-уякчен без разтопяване слой: Ev=9367 J/cm³ - 4.

Фиг. 3.14. Средна твърдост на стомана 4Х5МФС:
изходен материал - 1 и лазерно-уякчен с разтопяване слой:
Ev=15873 J/cm³- 2, Ev=20654 J/cm³ - 3,
Ev=22857 J/cm³ - 4, Ev=35370 J/cm³ - 5.

Повишаването на скоростта на движение на лазерния източник при обработване на повърхностни слоеве на стомани 5ХНМ и 3Х2В8Ф води до преминаване от режими със стопяване към режими без стопяване при лазерното въздействие. При параметри Ns = 17143 W/cm² и V = 18,3 mm/s съществува само зона на фазови промени от твърдо състояние. Твърдостта в тази зона е различна за двете стомани - по-висока в сравнение с тази на изходния материал при стомана 3Х2В8Ф и по-ниска при стомана 5ХНМ (фиг.3.13). Рентгеноструктурния анализ показва дифрактограми с характер, аналогичен на дифрактограмите на изходния отвърнат материал (фиг.3.15 и фиг.3.16). Следователно в повърхностния слой при този режим на лазерно въздействие протичат процеси на отвръщане, които са причина за понижаване на твърдостта при стомана 5ХНМ и за повишаването й при стомана 3Х2В8Ф вследствие допълнително отделяне на карбиди от типа М6С.


Фиг.3.15. Дифрактограми на изходен материал и на лазерно-уякчен
без разтопяване слой
(Ns = 17143W/cm², V = 18,3 mm/s)
на стомана 3Х2В8Ф.



Фиг.3.16. Дифрактограми на изходен материал и на лазерно-уякчен
без разтопяване слой
(Ns = 17143W/cm², V = 18,3 mm/s)
на стомана 5ХНМ.



« « « предходна страница             следваща страница » » »