Вплив імпульсної лазерної обробки на структурно-фазовий стан приповерхневих шарів сплавів на основі заліза

Размещено на http://www.allbest.ru/

НАЦІОНАЛЬНА АКАДЕМІЯ НАУК УКРАЇНИ

ІНСТИТУТ МЕТАЛОФІЗИКИ ІМ. Г.В. КУРДЮМОВА

Автореферат

дисертації на здобуття ступеня кандидата фізико-математичних наук

ВПЛИВ ІМПУЛЬСНОЇ ЛАЗЕРНОЇ ОБРОБКИ НА СТРУКТУРНО-ФАЗОВИЙ СТАН ПРИПОВЕРХНЕВИХ ШАРІВ СПЛАВІВ НА ОСНОВІ ЗАЛІЗА

Спеціальність: Фізика металів

Польчук Богдан Борисович

Київ, 1999 рік

1. ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність теми. Впровадження високоефективної технології лазерної обробки (ЛО) є одним із методів вирішення актуальної проблеми підвищення експлуатаційних властивостей металевих матеріалів та розширення технологічних можливостей впливу на готові деталі машин та інструменти.

Незважаючи на те, що ЛО застосовується практично у всіх галузях промисловості, є чималі її резерви, повне використання яких можливо тільки при цілеспрямованому регулюванні структурно-фазових перетворень, що відбуваються при лазерному нагріві та наступному охолодженні. Інтерес до ЛО зумовлений, з одного боку, можливістю формувати специфічні структурні стани, які недосяжні при традиційній термічній обробці, та, з іншого, нагальною потребою розробки нових інтенсивних методів термічної обробки поверхневих шарів конструкційних та інструментальних сталей.

Розвиток технології ЛО та її широке застосування в промисловості вимагає поглибленого вивчення закономірностей фізичних процесів при лазерному опроміненні, розробки адекватних моделей, які враховують все розмаїття структурно-фазового стану сплавів, що сформувався в умовах швидкісного нагріву. Структурний стан сталей, сформований за допомогою неперервної ЛО, досліджено достатньо повно, однак особливості структурно-фазових перетворень у різко не рівноважних умовах імпульсної ЛО, залишились вивченими недостатньо.

Така ситуація ускладнює встановлення зв'язку між параметрами лазерного випромінювання та комплексом фізико-механічних характеристик локальних ділянок оброблених сплавів. При імпульсній ЛО градієнт температур у поверхневому шарі товщиною 100150 мкм складає до 10⁶ С/см, а швидкість нагріву та наступного охолодження - відповідно 10⁵10⁸ С/с та 10⁴10⁶ С/с. Остання набагато перевищує критичні швидкості охолодження, достатні для здійснення гартування в звичайних умовах нагріву. Внаслідок цього в поверхневих шарах формуються високодисперсні структурні складові з високим вмістом дефектів кристалічної будови та специфічним розподілом легуючих елементів.

Рентгеноструктурні дослідження сталей після ЛО традиційно проводили на полікристалічних зразках, що дозволяло виявити найбільш суттєві зміни структурно-фазового стану. При малій чутливості полікристалічного методу тонкі структурні ефекти залишились недослідженими. Необхідність вивчення тонких структурних змін і поведінки окремих субструктурних складових у сталі вимагає застосування монокристалічних зразків. Рентгенографія монокристалів дозволяє спостерігати тонкі дифракційні ефекти, вимірювати малі кількості фазових складових та досліджувати кристалографічні орієнтаційні аспекти структурного стану.

При ЛО мало-вуглецевих сталей важливим завданням є дослідження можливості керування кількістю залишкового аустеніту. При традиційних методах гартування залишковий аустеніт фіксується приблизно з 0,4% С. Лазерне гартування дозволяє одержати значну кількість залишкового аустеніту, наприклад в сталях У8, У10 - на 2530% більше, ніж при звичайному гартуванні. У деяких випадках метастабільний аустеніт дозволяє реалізувати високу експлуатаційну стійкість за рахунок перетворення в поверхневому шарі під час робочого циклу навантаження. У зв'язку з цим є актуальним завдання дослідження можливості утворення залишкового аустеніту в мало-вуглецевих сталях та технічному залізі.

Внаслідок високих градієнта температур та швидкості охолодження при імпульсній ЛО формується специфічний напружений стан з особливим розподілом залишкових напруг, що визначається як тепловими процесами, так і структурними змінами в поверхневих шарах. Необхідність вивчення характеру залишкових напруг пов'язана з їх можливістю активізувати чи уповільнювати фазові та структурні зміни, виступати в якості зміцнюючого чи знеміцнюючого чинника, що особливо важливо для деталей, які працюють при циклічних змінних навантаженнях.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Робота є складовою частиною систематичних досліджень відділу індукованих мартенситних перетворень Інституту металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України, в тому числі дослідження, виконані згідно з проектом Міннауки України 2.4/1030 “Дослідження впливу перерозподілу вуглецю при термічній та лазерній обробці на мартенситне перетворення в метастабільних сплавах” та темою 1.4.4.017/95, (№ держ. реєстрації 0196И021694) “Дослідження впливу лазерної та термоциклічної обробки на характеристики мартенситних перетворень у метастабільних сплавах” (затверджено пост. Бюро Відділення фізики та астрономії НАНУ, протокол №9 від 20.12.94).

Мета і задачі дослідження. Робота присвячена встановленню закономірностей формування структурнофазового стану сплавів на основі заліза в різко не рівноважних умовах імпульсного лазерного нагріву та наступного охолодження.

Відповідно до поставленої мети основними завданнями дисертаційної роботи є:

- дослідження впливу режимів ЛО на структурний стан монокристалів заліза;

- вивчення можливості формування залишкового аустеніту після ЛО в мало-вуглецевих сталях;

- аналіз морфології зони лазерного впливу (ЗЛВ);

- визначення ролі структурних факторів у механізмі лазерного зміцнення технічного заліза;

- дослідження характеру та розподілу залишкових напруг у вуглецевих сталях після ЛО.

Наукова новизна одержаних результатів.

Експериментально встановлені закономірності перекристалізації монокристалів заліза внаслідок лазерного нагріву з утворенням полікристалічної фази та монокристалічної фази зі значною текстурною невідповідністю інтенсивності дифракційних рефлексів. Розрахунковим шляхом показано, що приріст границі плинності технічного заліза визначається підвищенням густини дислокацій та подрібненням структури, при цьому перший фактор є більш сильним. Встановлено вплив енергетичних параметрів лазерного випромінювання на формування хвильової морфології на обробленій поверхні. Описано розподіл залишкових напруг в залізі та сталях в залежності від параметрів лазерного випромінювання та кількістю вуглецю в сталі.

Практичне значення одержаних результатів. Результати, одержані в роботі, дозволяють розширити та доповнити існуючі уявлення про природу структурного стану мало-вуглецевої сталі, що сформувався в умовах швидкісного лазерного нагріву.

Виявлені закономірності формування залишкового аустеніту, лазерного зміцнення за рахунок структурних факторів, розподілу залишкових напруг можуть використовуватися на практиці при розробці нових інтенсивних методів поліпшення комплексу фізико-механічних властивостей локальних ділянок поверхневих шарів сталей.

Особистий внесок здобувача.

Особистий внесок дисертанта полягає у плануванні, підготовці, самостійному виконанні та обробці результатів переважної більшості експериментальних досліджень, зокрема, в виборі режимів лазерної обробки, в проведенні рентгенографії моно- та полікристалів, магнітометричних досліджень, вивченні мікроструктури та вимірюванні залишкових напруг. Здобувач приймав безпосередню участь в обговоренні результатів, написанні статей та підготовці матеріалів конференцій.

Апробація результатів дисертації.

Основні матеріали дисертаційної роботи доповідалися на VI Європейській конференції по порошковій дифракції (ЕРDІС-6, Будапешт, Угорщина, 1998 р.) та на III Міжнародній конференції "Photonics Prague' 99" (Прага, Чеська республіка, 1999 р.).

Публікації. Основні результати опубліковані в чотирьох роботах.

Структура та обсяг дисертації.

Дисертаційна робота складається зі вступу, п'яти розділів, висновків та списку цитованої літератури з 176 назв і містить 148 сторінок тексту, 44 ілюстрації, 2 таблиці.

2. ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ

У вступі обґрунтовано актуальність теми, проаналізовано сучасний стан проблеми, сформульовані мета та задачі дослідження, новизна та практична цінність.

Перший розділ дисертації присвячений огляду та аналізу робіт, у яких описані характерні особливості механізму формування структури вуглецевих сталей під час ЛО. В огляді аналізуються закономірності формування аустеніту та мартенситу під час ЛО, розглянута поведінка вуглецю в твердих розчинах при лазерному опроміненні, наведено результати експериментальних досліджень можливостей лазерного поверхневого легування та фізико-механічних властивостей, які досягаються після ЛО.

В другому розділі описано стандартні та оригінальні методики, що застосовувались під час досліджень, режими лазерного опромінення.

У роботі досліджували монокристали технічного:

Або кременистого:

ЛО проводили на технологічній установці КВАНТ-18М у повітряній атмосфері імпульсами тривалістю 8 мс.

Енергію лазерного випромінювання послідовно збільшували від 5 до 30 Дж, забезпечуючи режими обробки від нагріву в область без оплавлення до перед плавлення та оплавлення поверхні зразка.

При цьому формували як окремі плями, так і доріжки шляхом взаємного перекриття плям.

Рентгенівські дослідження монокристалів виконували на зразках діаметром 0,50,8 мм.

Аустенітні монокристалічні зразки вирізали із крупнокристалічних зливків, одержаних повільним охолодженням у печі СВЧ. Використовували монокристали заліза, одержані рекристалізацією технічного заліза або вирізали їх із трансформаторного заліза. Рентген монокристалічних зразків проводили в камерах обертання РКВ-86МІ у випромінюванні залізного аноду. У роботі використовували низькотемпературну рентгенографію монокристалів.

В якості полікристалічних зразків використовували пластинки розміром 10х10 мм² товщиною 1,53 мм. Рентген полікристалів виконували на дифрактометрі ДРОН-З.

Для підвищення точності визначення параметру рентген проводили із стандартом.

Для вивчення кількості фазових складових та якісного аналізу фазових перетворень використовували диференційний магнітометричний метод, який базується на врахуванні різниці магнітних властивостей та фаз. Для магнітометричних досліджень використовували циліндричні зразки діаметром 3 мм., та довжиною 20 мм. Дослідження внутрішніх залишкових напруг проводили на дифракційній установці рентгенівським методом Sin². Структурні зміни металу в приповерхневому шарі аналізували за допомогою неруйнуючого методу ковзаючого рентгенівського пучка.

Металографічний аналіз структури проводили на оптичних мікроскопах МИМ-7 та МИМ-8М при збільшеннях від 50 до 800 раз.

Мікроструктуру досліджували на електронному мікроскопі Tesla BS-540. Пошарові електронно-мікроскопічні дослідження на просвіт після ЛО проводили на тонких фольгах, які були одержані за допомогою поєднання одностороннього та двохстороннього механічного шліфування та електрохімічного полірування зразків до необхідної товщини.

Мікротвердість вимірювали за допомогою приладу ПМТ-З при навантаженнях 50, 100 та 200 г.

Третій розділ присвячений опису та обговоренню результатів дослідження структурнофазового стану монокристалів заліза після ЛО.

Рентгенограми обертання вихідних монокристалів містили рефлекси заліза. ЛО в режимі без оплавлення не вносила суттєвих змін у дифракційну картину, але нагрів у режимі оплавлення поверхні призводив до значних змін на рентгенограмах. Швидке охолодження поверхневого шару зразка з рідкого стану викликало утворення полікристалічної складової ОЦК-заліза. Параметр полікристалічної складової відповідав параметру вихідного монокристала.

Якісну зміну дифракційної картини спостерігали після опромінення з густиною енергії 12 Дж/мм². У цьому випадку додатково фіксували фазу, відбивання від якої мали вигляд монокристалічних рефлексів. Полікристалічної складової фази не спостерігали ані при яких режимах ЛО. У різних дослідах фіксували від двох до чотирьох варіантів орієнтації решітки фази відносно до решітки вихідного монокристала. Інтенсивність рефлексів від решіток різних орієнтацій істотно відрізнялася, і ця різниця складала від двох до п'яти раз. Певних закономірностей в кристалографічній орієнтації зерен фази по відношенню до решітки вихідної фази не спостерігали. Однак різні орієнтації фази були близькі між собою і відрізнялися на 520.

Лазерний переплав при високих густинах енергії (вище 20 Дж/мм²) вже не призводив до формування фази. Отже, залізо спостерігали після ЛО в певному інтервалі густин енергії (1218 Дж/мм²). Аналогічні результати по спостереженню фази нами були одержані і на монокристалах кременистого заліза. При цьому кількість фази була дещо більшою.

При аналізі дифракційної картини від решітки фази звертає на себе увагу значна текстурна невідповідність інтенсивності рефлексів. Інтенсивність рефлексу (200) після лазерного оплавлення різко зростала відносно рефлексу (III). Відношення інтенсивності I_(200)/(111) для не текстурованої ГЦК фази дорівнює 0,64. У наших дослідах із технічним залізом було досягнуто значно більш високе співвідношення інтенсивності вказаних рефлексів - до 810 раз. У деяких випадках при досить високій інтенсивності рефлексу (200) фіксували тільки сліди рефлексів (III), а для деяких орієнтацій фази останні рефлекси взагалі не спостерігалися.

Параметр кристалічної решітки фази, яка була зафіксована в технічному залізі після ЛО, становив 0,3593 нм., що істотно вище значення, одержаного шляхом екстраполяції параметра аустенітної решітки на нульову концентрацію атомів впровадження. Слід зазначити, що останнє значення параметра буде різним при екстраполяції на нульову концентрацію атомів вуглецю (0,3556 нм.) та азоту (0,3566 нм.). Підвищене значення параметра фази ми пов'язуємо із розчиненням в поверхневому шарі при лазерному оплавленні як атомів азоту при утворенні плазми із атмосферного повітря, так і вуглецю - з цементитних часток, що містилися у вихідних зразках.

Відомо, що під час ЛО в певних режимах за рахунок пробою газу в зоні опромінення утворюється плазмова хмара. Внаслідок взаємодії плазми з поверхнею розплавленого металу хімічний склад поверхневих шарів може суттєво змінюватися. Слід також врахувати, що в нашому випадку мова іде про дисперсні частки фази з малим об'ємним вмістом (0,53%), що розподілені в масиві -заліза. Їх дисперсність та високий рівень внутрішніх напруг може істотно змінити умови розчинення в них атомів впровадження. Крім того, при імпульсному лазерному нагріві може виникати зона високого тиску (до ІО⁶-ІО⁷ Па), яка також полегшує процеси насичення.

З метою вивчення ступеня стабільності фази, що була зафіксована в технічному залізі після ЛО, провели серію рентген таких зразків як після охолодження до кріогенних температур, так і після нагріву до високих температур. Рентгенівські дослідження в низькотемпературній камері показали, що при температурі -30С спостерігали значне зменшення інтенсивності рефлексів фази, а при температурі -50°С рефлексів фази вже не фіксували. Отже, температура завершення мартенситного перетворення була нижче кімнатної.

Факт реалізації перетворення підтверджувався і при вимірюванні намагніченості. Намагніченість зразків, які містили фазу після ЛО, при охолодженні - збільшувалась приблизно в тому ж температурному інтервалі, в якому спостерігали ослаблення та зникнення -рефлексів.

Рентген зразків з фазою після нагріву до більш високих температур показали, що нагрів до 400°С не викликав істотних змін дифракційної картини. Однак після витримки при температурі 550°С рефлексів фази вже не спостерігали. Причиною реалізації перетворення після нагріву, ймовірно, є розпад твердого розчину. На користь цього твердження свідчать результати додаткових досліджень кристалічної структури азотистої сталі.

З цією метою досліджували три сплави з близькою металевою основою. Причому сплав 1 був без вуглецевий, сплав 2 був легований вуглецем (0,2 ваг. % С), а сплав 3 був легований азотом (0,45 ваг. % N). Усі три сплави були в аустенітному стані.

Параметр кристалічної решітки аустеніту а без вуглецевого сплаву 1 не змінювався, а параметр сплаву 2 змінювався по немонотонній кривій після нагріву в інтервалі 2001000°С. Параметр азотованого сплаву 3 після нагріву до 550°С не змінювався. Але після нагріву до 580°С параметр сплаву 3 стрибкоподібно впав до величини, яка відповідала параметру без вуглецевого сплаву 1. Така поведінка параметра а свідчить про практично повне деазотування сплаву 3.

Рентген після хімічного травлення поверхні сплаву 3 показали, що розпад азотистого твердого розчину мав місце в приповерхневому шарі товщиною 1015 мкм. Таким чином, приведені результати дають змогу пояснити причину реалізації переходу після нагріву технічного заліза з фазою. Ймовірно, що після його нагріву до 550°С розпад твердого розчину мав місце практично у всьому об'ємі зерен у зв'язку з їх дисперсністю. Крім того, висока текстурованість фази також могла інтенсифікувати процес розпаду твердого розчину.

Четвертий розділ присвячено дослідженню впливу умов імпульсної ЛО на мікроструктуру заліза та сталей. Металографічні дослідження показали, що висока швидкість охолодження після лазерного оплавлення призводить до формування більш дрібнодисперсної структури з певною закономірністю розподілу розміру зерна по глибині ЗЛВ. У цьому випадку в зоні розплаву спостерігали три шари:

- перший - глибиною до 20 мкм, характеризувався дрібнодисперсним рівноважним зерном розміром 1,53 мкм;

- другий шар глибиною до 100 мкм мав більше зерно - до 10 мкм;

- третій шар, що знаходився на границі розплав-вихідна матриця, містив переважно витягнуті по осі тепловідводу зерна з розміром приблизно 20 мкм.

У структурі лазерної плями в площині обробки в широкому інтервалі густин енергії (323,6 Дж/мм²) спостерігали дві зони: зону переплаву та перехідну. Границі зон були достатньо чіткими і добре травилися. В інтервалі густин енергії від 6 до 19 Дж/мм² в межах описаних зон спостерігали ділянку, що складалась з хвиль, які виникали на поверхні розплаву та фіксувалися при його подальшій кристалізації. Поверхневі хвилі являли собою концентричні замкнуті кола. Висота гребенів окремих хвиль складала 510 мкм. Період хвиль монотонно зростав при просуванні від центра лазерної плями до периферії. При збільшенні енергії лазерного випромінювання кількість поверхневих хвиль зростала по немонотонній залежності. На ділянках лазерної плями, де утворювалися поверхневі хвилі, помітної зміни мікротвердості не спостерігали. Отже, поява описаних хвиль не була пов'язана з лікваціями хімічного складу чи іншими не однорідності розплаву, а визначалась тільки особливостями розповсюдження ударних хвиль у рідкій ванні розплаву. У шарі розплавленого металу під час нагріву концентрованими джерелами енергії окрім звичайних гравітаційно-капілярних хвиль, описаних Л.Д. Ландау:

_o = (Ik + k³ / )^1/2

Де:

I - густина потужності;

k - хвильовий вектор;

- коефіцієнт поверхневого натягу;

- густина розплаву;

Можуть існувати термокапілярні хвилі - слабозатухаючі поверхневі хвилі з законом дисперсії звукового типу, описані А.А. Веденовим:

k * (dT / dz)^1/2

Де:

dT - градієнт температур;

z - координата кристалізації.

Із умови резонансу двох типів хвиль випливає, що максимальна частота хвиль, які можуть утворюватися на поверхні розплаву, достатньо велика, і їх можна спостерігати при оплавленні зразка імпульсним лазерним випромінюванням мілісекундної тривалості (1/_М = 10^-3 с), що відповідає умовам опромінення в нашому випадку (_імп = 810^-3 с). На підставі наших досліджень можна зробити висновок про існування двох граничних значень густини енергії, в інтервалі яких складаються умови для утворення поверхневих хвиль, що частково фіксуються при наступній кристалізації ванни розплаву.

Електронно-мікроскопічні дослідження структури армко-заліза після ЛО виконували як в приповерхневому шарі ~5 мкм в площині обробки, так і по глибині ЗЛВ. Після опромінення поверхні в режимі без оплавлення перекристалізації вихідної структури не спостерігали, при цьому густина дислокацій в приповерхневому шарі зростала порівняно з вихідною (~10⁸ см^-2) і становила 0,91,210⁹ см^-2.

Після ЛО з оплавленням поверхні спостерігали перекристалізацію, що супроводжувалася суттєвим подрібненням зерна. Підвищення температури нагріву в ЗЛВ сприяло збільшенню густини дислокацій до 0,81,210¹⁰ см^-2 та появі окремих ділянок, які за своїми морфологічними ознаками відповідали пакетам дислокаційного мартенситу. Внутрішня структура зерен при цьому режимі ЛО містила значно більший спектр структур - від мартенситної до комірчатої з підвищеною густиною дислокацій всередині комірок.

У п'ятому розділі викладено результати досліджень механічних властивостей заліза та сплавів на його основі, які можна досягнути після ЛО. Зважаючи на значні методичні труднощі безпосередньо визначити механічні властивості зміцненого лазером шару не завжди можливо. Тому в цій роботі зроблена спроба розрахунковим шляхом провести оцінку границі плинності поверхневого шару технічного заліза, базуючись на експериментальних даних про його структурний стан.

Для однофазної системи технічного заліза границю плинності _0,2 поверхневого шару можна представити як суму границі плинності, що залежить від ступеня диспергізації структури ^І_0,2, та границі плинності, що залежить від густини дислокацій ^ІІ_0,2.

Для розрахунку границі плинності ^І_0,2 скористались залежністю Холла-Петча. Виявилося, що при зміні розміру зерна від 3 до 20 мкм по глибині ЗЛВ границя плинності змінювалася від 280 до 210 МПа відповідно. Це означало, що за рахунок подрібнення структури границя плинності зростала у 1,5 рази у порівнянні з вихідною.

Величину густини дислокацій по глибині опроміненого шару розраховували, виходячи з фізичного ширення дифракційної лінії згідно з залежністю М.О. Кривоглаза. Залежність по глибині ЗЛВ досліджували при обробці в режимах з оплавленням і без оплавлення поверхні. В обох випадках спостерігали немонотонну зміну . Густина дислокацій у цьому випадку досягала 3710¹⁰ см^-2, що узгоджувалось по порядку величини з результатами електронно-мікроскопічних досліджень.

З урахуванням обчисленої густини дислокацій отримали другу складову границі плинності ^ІІ_0,2, що у 1,52 рази перевищувала вихідне значення.

Таким чином, після лазерного оплавлення сумарна границя плинності поверхневого шару технічного заліза може досягати 650 МПа, тобто більше, ніж у 3 рази перевищувала вихідне значення.

Приведені значення _0,2 є умовними. Результати відповідних розрахунків потрібно розглядати тільки як спробу якісно оцінити здатність поверхневих шарів до плинності. Висновок про немонотонну зміну характеристик текучості по глибині може бути корисний при аналізі експлуатаційної стійкості стальних деталей в умовах механічних навантажень зі значною тангенціальною складовою. Зокрема, така закономірність зміни _0,2 може привести до сповільнення процесу зносу при певному ступені вироблення деталі.

Залежність границі плинності корелювала зі зміною мікротвердості зміцненого шару. У той же час на формування мікротвердості та механічні властивості заліза і сталей після ЛО в значній мірі впливають внутрішні залишкові напруги. Практичний інтерес представляє розподіл залишкових напруг у поверхневому шарі деталі по ширині лазерної доріжки.

Механізм утворення залишкових напруг після локального теплового впливу визначається: з одного боку, наявністю залишкових пластичних деформацій в зоні лазерного опромінення, що викликають утворення розтягувальних залишкових напруг, з іншого - структурними та фазовими перетвореннями в металі, що пов'язані з об'ємними ефектами, які можуть викликати утворення стискуючих залишкових напруг. Для оцінки ступеня впливу кожної з компонент було необхідно встановити кореляцію між зміною залишкових напруг та формуванням як структурно-фазового стану, так і механічних властивостей заліза та сталі.

Для ЛО заліза та сталі в режимі без оплавлення поверхні характерно формування розтягувальних залишкових напруг по всій ширині лазерної доріжки. Мікротвердість у цьому режимі обробки зростала незначно.

Значення фізичного ширення змінювалося по кривій з максимумом по всій ширині лазерної доріжки, що вказувало на збільшення густини дислокацій у приповерхневих шарах.

Після ЛО заліза та сталі в режимі з оплавленням поверхні відбувалися істотні зміни в характері розподілу залишкових напруг. На поверхні оплавленого металу в центрі лазерної доріжки залишкові напруги змінювали свій знак і ставали стискуючими. Максимальні стискуючі напруги знаходились саме там, де в приповерхневих шарах на мікроструктурі спостерігали масиви мартенситу. На границі ЗЛВ спостерігали стрибкоподібну зміну характеру напруг від стискуючих до розтягувальних із поступовою релаксацією останніх. Мікротвердість та залежність фізичного ширення в цьому режимі ЛО мали чіткий максимум у центрі лазерної доріжки.

Характер розподілу залишкових напруг для різних режимів імпульсної ЛО зберігався і при опроміненні середньо- і високо- вуглецевих сталей, але з дещо меншими коливаннями пікових значень напруг.

ВИСНОВКИ

1. Імпульсний лазерний нагрів монокристалів технічного та кременистого заліза в режимі оплавлення викликав їх перекристалізацію з утворенням полікристалічної фази з параметром ОЦК решітки, який відповідав вихідному, і монокристалічної фази зі збільшеним параметром ГЦК решітки;

2. При високих швидкостях охолодження, що характерні для лазерного оплавлення, спостерігалася значна текстурна невідповідність інтенсивності дифракційних рефлексів фази, ступінь якої зростала із збільшенням густини енергії лазерного випромінювання;

3. У зернах фази, що сформувалася після лазерного нагріву, протікало перетворення як при охолодженні нижче кімнатної температури, так і після нагріву вище 550°С. Причиною перетворення при охолодженні була реалізація термодинамічного стимулу при незмінному хімічному складі - і фаз, а після нагріву - розпад твердого розчину;

4. Характеристики плинності та мікротвердості в поверхневих шарах сталей після ЛО змінювалися по скорельованих кривих з максимумом, причому збільшення вмісту вуглецю приводило до розмиття екстремуму, а підвищення енергії лазерного випромінювання - до його зміщення у бік більш глибоких шарів;вказані властивості міцності визначалися такими структурними чинниками, як густина дислокацій та диспергізація структури, з яких перший чинник був більш сильним;

5. Величина та знак залишкових напруг у площині обробки при імпульсному опроміненні визначалися як параметрами лазерного випромінювання, так і вмістом вуглецю в сталі: із збільшенням вмісту вуглецю величина залишкових напруг зменшувалась;після ЛО без оплавлення формувалися переважно розтягувальні залишкові напруги, а після ЛО з оплавленням - стискуючі залишкові напруги;

6. Характер розподілу залишкових напруг після ЛО в загальному випадку корелював із зміною мікротвердості та фізичного уширення дифракційних рефлексів фази;

7. При локалізації лазерного впливу, збільшенні швидкості нагріву-охолодження величина залишкових напруг на поверхні ЗЛВ зростала, причому характер розподілу залишкових напруг був симетричним відносно центра плями і залежав від розподілу енергії в лазерному пучку;

8. Виконання резонансних умов при ЛО імпульсами мілісекундної тривалості приводило до нестійкості поверхні розплаву та утворення хвилястого рельєфу при його подальшій кристалізації. Встановлені інтервал міжкритичних значень густин енергії, в якому спостерігалася зазначена нестійкість, і характер немонотонної залежності числа поверхневих хвиль при збільшенні енергії випромінювання.

ПУБЛІКАЦІЇ

1. Бондарь В.И., Данильченко В.Е., Польчук Б.Б. Структурное состояние монокристаллов альфа-железа после лазерной обработки // Физика металлов и металловедение. - 1997. - Т. 84. - №4. - С. 189-192.

2. Данильченко В.Ю., Польчук Б.Б. Перекристалізація заліза під впливом лазерної обробки // Доповіді Національної академії наук України. - 1998. - №1. - С. 137-140. лазерний перекристалізація енергетичний

3. Данильченко В.Е., Польчук Б.Б. Лазерное упрочнение технического железа // Физика металлов и металловедение. - 1998. - Т. 86. - №4. - С. 124-128.

4. Bondar V.I., Danil'chenko V.E., Pol'chuk B.B. Effect of Laser Heating on Structural State of Alpha-Iron // 6th European Powder Diffraction Conference EPDIC-6. - Abstracts. - Budapest (Hungary). - 1998. - P. 85.

Размещено на Allbest.ru