Формування структури поверхневих шарів нелегованих сталей

Размещено на http://allbest.ru

КИЇВСЬКИЙ НАЦІОНАЛЬНИЙ УНІВЕРСИТЕТ ІМЕНІ ТАРАСА ШЕВЧЕНКА

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня кандидата фізико-математичних наук

01.04.13 - фізика металів

ФОРМУВАННЯ СТРУКТУРИ ПОВЕРХНЕВИХ ШАРІВ НЕЛЕГОВАНИХ СТАЛЕЙ

Виконала Дмитренко Тетяна Анатоліївна

Київ - 2007

АНОТАЦІЯ

Дмитренко Т.А. Формування структури поверхневих шарів нелегованих сталей. - Рукопис.

Дисертація на здобуття наукового ступеня кандидата фізико-математичних наук за спеціальністю 01.04.13 - фізика металів. - Київський національний університет ім. Т. Шевченка, Київ, 2007.

Дисертацію присвячено дослідженню процесів структуроутворення в поверхневих шарах нелегованих сталей при лазерному легуванні диборидом титану в залежності від режимів обробки та структурно-фазового стану матеріалу основи. Отримано нові результати, які в сукупності освітлюють проблему встановлення фізичних закономірностей формування нового сплаву в залежності від вмісту вуглецю при лазерному легуванні борвміщуючою сполукою ТіВ₂.

В роботі запропоновано механізм кристалізації ванни розплаву при лазерному легуванні диборидом титану за умов надшвидкого нагрівання та охолодження, встановлено зв'язок між характером новоутворених фаз та вмістом вуглецю в базовому матеріалі, висвітлено процеси формування концентраційного поля в залежності від технологічних параметрів лазерної обробки. Досліджено вплив легуючих елементів на тип новосформованої структури та фізико-механічні властивості зон лазерного легування. Результати моделювання розподілу температурного поля в області дії лазерного променя можуть бути застосовані для прогнозування умов, необхідних для формування певної структури поверхневого легованого шару, при розробці технологій зміцнення поверхневих шарів лазерним легуванням.

нелегований сталь лазерний титан

1. ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність теми. При використанні висококонцентрованих потоків енергії, зокрема лазерного випромінювання, в поверхневих шарах оброблених матеріалів за рахунок надвисоких швидкостей нагріву та охолодження формується структура певного типу з унікальними фізико-механічними властивостями.

Дослідження процесів поверхневого лазерного легування (ЛЛ) є особливо важливим з точки зору структурно-фазових змін, які відбуваються в матеріалі, що опромінюється, в умовах термодинамічної нерівноважності процесів, обумовлених короткочасністю дії лазерного імпульсу. До них можна віднести зміну механізмів фазових перетворень, специфічні особливості формування та розпаду метастабільних фаз, а також структурні зміни, пов'язані з наявністю значних термічних напружень, що виникають під час автогартування навіть за відсутності фазових переходів.

Більшість відомих досліджень в даній галузі є прикладними, маючи за мету визначення оптимальних технологічних параметрів, застосування яких сприяє максимальному ступеню зміцнення поверхневих шарів. Узагальнення та систематизація існуючих у науковій літературі даних дозволили визначити ряд положень, що розкривають механізми структуроутворення при лазерному легуванні, проте ще не привели до створення цілісної картини явища.

Найчастіше при лазерному легуванні в зону лазерного оплавлення вводять або один конкретний елемент або набір елементів, хімічно не зв'язаних між собою. При використанні в якості легуючої домішки сполук може створюватися додаткова можливість формування нових фаз, що разом з іншими чинниками, притаманними процесам лазерного легування, призводить до зміцнення поверхні.

Вихідним модельним матеріалом для дослідження процесів структуроутворення при лазерному легуванні сполуками, який дозволяє уникнути побічного впливу не лише атомів вуглецю, але й багатьох інших елементів, присутніх у легованих сталях, є армко-залізо. Використання сталей з різним вмістом вуглецю, характерним для доевтектоїдного, евтектоїдного та заевтектоїдного сплавів, дозволяє виявити особливості механізмів формування структури та фазового складу в зоні лазерної дії в залежності від концентрації атомів вуглецю у розплаві.

Зазначена сукупність питань, пов'язаних з особливостями процесів формування структури і властивостей поверхневих шарів сталей при легуванні борвміщуючою сполукою під дією лазерного імпульсу, призвела до розгляду проблеми фізичного трактування цих процесів.

Мета і задачі дослідження. Робота присвячена встановленню закономірностей формування структури та властивостей поверхневих шарів сталей з різним вмістом вуглецю при лазерному легуванні диборидом титану в залежності від енергетичних параметрів променя та структурно-фазового стану матеріалу основи.

Об'єкт дослідження: процеси взаємодії лазерного випромінювання з поверхнею металу та дисперсними частинками; процеси фазо- та структуроутворення в умовах надшвидкого охолодження в поверхневих шарах Fe-C сплавів при лазерному легуванні диборидом титану; механізм розподілу легуючої речовини в матеріалі матриці.

Предмет дослідження: армко-залізо, доевтектоїдні, евтектоїдні та заевтектоїдні сталі, поверхнево-леговані диборидом титану при використанні лазерного випромінювання.

Методи дослідження: якісний рентгенівський фазовий аналіз, рентгеноспектральний, металографічний та дюрометричний аналізи.

Для досягнення мети були поставлені наступні задачі:

- провести аналіз впливу елементів легуючої сполуки TiB₂ на процеси, які відбуваються при лазерній модифікації поверхні зразків армко-заліза, враховуючи роль титану як диспергизатора структури та бору як основного елемента, схильного до формування високотвердих з'єднань;

- встановити фізичні закономірності формування фазового складу та структури поверхневих шарів доевтектоїдних, евтектоїдних та заевтектоїдних сталей в залежності від вмісту вуглецю в основній структурі при лазерному легуванні диборидом титану;

- виконати комплекс досліджень щодо впливу енергетичних параметрів променя та вихідної структури оброблюваної поверхні сталей на структурно-фазовий стан та фізико-механічні властивості зон лазерного легування;

- виявити загальні тенденції процесів фазоутворення в поверхневих шарах нелегованих сталей при імпульсному лазерному легуванні диборидом титану.

За підсумками виконаної дисертаційної роботи отримані нові науково обґрунтовані результати в галузі фізики металів, які в сукупності розв'язують важливу наукову проблему: встановлення фізичних закономірностей формування структурно-фазового стану в поверхневих шарах сталей при лазерному легуванні борвміщуючою сполукою TiB₂ з урахуванням кінетичних факторів теплової дії.

Наукова новизна одержаних результатів:

Вперше проведено комплексне дослідження структури та властивостей поверхневих шарів серійних сталей при імпульсному лазерному легуванні сполукою TiB₂ з урахуванням ключової ролі вуглецю в процесах формування структурно-фазового стану модифікованої поверхні.

Встановлено, що в процесі формування фазового складу поверхневих шарів сталей, лазерно-легованих диборидом титану, бере участь ізоструктурна бориду FeB фаза TiB, формування якої є можливим при короткочасній дії лазерного імпульсу.

Запропоновано механізм структуро- та фазоутворення при імпульсному лазерному легуванні сталей дисперсним порошком дибориду титану в залежності від концентрації вуглецю у вихідній структурі та енергетичних параметрів обробки.

Вперше експериментально визначено, що зміна загального часу високотемпературного циклічного впливу імпульсного випромінювання на матеріал визначає тип бориду, який буде переважно кристалізуватись при фіксованих режимах лазерної обробки.

Практичне значення одержаних результатів.

Поверхневе зміцнення матеріалу без зміни структури та властивостей внутрішнього об'єму за максимально короткий термін дії лазерного імпульсу є досить перспективним з точки зору розробки ресурсозберігаючих технологій, оскільки дозволяє одночасно зменшити витрати на легуючі компоненти та скоротити час процесу за рахунок обробки лише локальних необхідних ділянок.

Результати досліджень щодо впливу лазерного легування на структуру поверхневих шарів нелегованих сталей надають нову фізичну інформацію про умови утворення метастабільних складових в зоні лазерної дії та можуть бути використані в машинобудуванні як більш ефективний і технологічно простіший метод підвищення механічних властивостей поверхонь, що зазнають абразивного зношування або ударного навантаження.

Результати теоретичних розрахунків розподілу температури в зоні лазерної дії можна використовувати для прогнозування максимальних значень температури та швидкості охолодження, які можуть досягатися, в поверхневих шарах оброблених лазером матеріалів.

Особистий внесок здобувача. Дисертація є узагальненням результатів досліджень, які були виконані автором особисто. В роботах [1,2,7,8] проведено комплексне дослідження структури поверхневих шарів армко-заліза після імпульсного лазерного легування диборидом титану з урахуванням впливу розподілу елементів легуючої сполуки в ЗЛВ на фазовий склад та структуру новоутвореного сплаву та встановлено параметри обробки, що призводять до оптимізації структурно-фазового стану, зокрема сприяють поліпшенню міцністних властивостей. Основні результати експериментів з лазерного легування сталей, представлені в роботах [1,3-5,9], виявляють фізичні закономірності процесів структуроутворення в залежності від вмісту вуглецю у вихідній структурі. Надане в [6, 10] обґрунтування механізму структурно-фазових перетворень, які відбуваються у ванні розплаву, узагальнює результати експериментальних досліджень та відображує особисті уявлення автора про закономірності процесів у зоні лазерного впливу при надвисоких швидкостях охолодження розплаву. В основних роботах за темою дисертації автор особисто готував об'єкти для досліджень, виконував вимірювання та розрахунки, приймав участь в обробці експериментальних та розрахункових даних, інтерпретації всіх результатів, а також у підготовці їх до друку. Здобувачем сформульовані основні результати та висновки дисертації, обрано методики досліджень, запропонована удосконалена методика вимірювання мікротвердості, розроблена компьютерна програма переводу даних в формат програми „Буревесник”, проведено теоретичний розрахунок температурних полів в зоні лазерного впливу з урахуванням реального розподілу густини потужності випромінювання не лише в просторі, але й за часом.

2. ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ

У вступі обґрунтована актуальність та доцільність обраної теми, сформульовані мета та задачі роботи, зазначено її новизну та практичну значимість отриманих результатів, окреслено особистий внесок здобувача, наведено інформацію про апробацію результатів дослідження та публікації за темою дисертації.

У першому розділі розглянуто сучасний стан проблеми, проведено класифікацію та систематизацію видів лазерного легування, проаналізовано основні закономірності структуроутворення в залежності від параметрів лазерної обробки.

Окремо розглянуто теплофізичні процеси, що супроводжують вплив лазерного випромінювання (ЛВ) на речовину, проаналізовано області існування окремих видів взаємодії лазерного променя з речовиною в залежності від інтенсивності випромінювання та тривалості його впливу. Наведено відомі в науковій літературі рівняння, що описують розподіл температурного поля в зоні лазерного легування та вказано на можливі похибки при теоретичному розрахунку максимальної температури та швидкості охолодження в приповерхневих шарах зони лазерного впливу (ЗЛВ).

Докладно висвітлено питання про фізичні закономірності формування структури при лазерному оплавленні (ЛО) поверхні металевих матеріалів та виділено види лазерної модифікації, при яких відбуваються структурно-фазові зміни, що призводять до зміцнення оброблених ділянок. Одночасно показано зв'язок між структурно-фазовим станом, розподілом температури і швидкістю охолодження, які досягаються в умовах термодинамічної нерівноважності процесів в зоні оплавлення (ЗО).

Детально розглянуто явище масопереносу дисперсних частинок легуючої речовини у ванні розплаву та структурні зміни, що виникають внаслідок неоднорідного розподілу компонентів розплаву в зоні оплавлення та зоні термічного впливу. Зазначено, що основною причиною виникнення конвективних потоків є немонотонність розподілу енергії променя, що призводить до виникнення неоднорідного градіенту температур на вільній поверхні розплаву. Відмічено, що кількість експериментальних підтверджень наявності термокапілярних потоків є незначною.

Проведено порівняльний аналіз структури, властивостей та фазових змін, що відбуваються в дифузійно- та лазерно-борованих поверхневих шарах сталей. Виділено основні механізми формування структури в залежності від концентрації впроваджених атомів легуючої речовини, зокрема бору та титану, структурно-фазового стану матричного матеріалу та енергетичних параметрів застосованого лазерного випромінювання.

З проведеного аналізу літературних даних випливає, що імпульсне лазерне легування металевих сплавів сполуками, зокрема диборидом титану на сьогодні майже не вивчалося, а існуючі літературні дані не надають повного уявлення про характер явищ, які відбуваються при впровадженні часток легуючої речовини в розплав. Окрім того, не існує узагальненого трактування процесів впливу концентрації вуглецю на характер фазоутворення при лазерному легуванні диборидом титану.

У другому розділі обґрунтовано вибір досліджених сталей, наведено методику поверхневого лазерного легування та режими лазерної обробки.

Досліджені зразки сталей різнилися за вмістом вуглецю, концентрація якого відповідала основним загальноприйнятим групам вуглецевих сталей: евтектоїдній, доевтектоїдній, заевтектоїдній. За найпростішу систему, яка не містить вуглець, було обрано армко-залізо.

Вибір дибориду титану TiB₂ в якості легуючої сполуки обґрунтовується не тільки відсутністю досліджень з приводу використання тугоплавких сполук, але й спирається на перспективу утворення в процесі лазерного легування фаз, які сприяють підвищенню твердості та зностійкості поверхневих шарів сталей.

Лазерне легування зразків виконували шляхом оплавлення поверхневого шару з попередньо нанесеною обмазкою за допомогою імпульсного рубінового лазера КВАНТ-12 (л = 0,6739 мкм, =4 мс) з різною густиною потужності випромінювання. Максимальне значення температури на поверхні та температурне поле в зоні лазерного впливу розраховувалися за допомогою оригінальної програми, розробленої на основі викладок, приведених в п'ятому розділі.

За основні методи досліджень були обрані рентгенівський фазовий (РФА), рентгеноспектральний, металографічний та дюрометричний аналізи, які давали змогу виконати дослідження на різних за локальністю структурних рівнях.

Мікроструктуру зони лазерного легування досліджували методами оптичної (МИМ-8, EPIQUANT) та растрової електронної (РЕММА-202) мікроскопії. Якісний рентгенівський аналіз здійснювався за допомогою дифрактометра ДРОН-3М в Мо-К та Со-К випромінюваннях. Мікротвердість вимірювали на приладі ПМТ-3М при навантаженні 100 та 50 г.

У третьому розділі наведено експериментальні результати досліджень структурно-фазового стану поверхонь армко-заліза та низьковуглецевої сталі 30 після лазерного легування диборидом титану.

Аналіз мікроструктури, рентгенографічних та рентгеноспектральних даних зразків армко-заліза, легованих з різними енергетичними параметрами лазерного випромінювання, виявив наявність фаз б-Fe, Fe₂Ti та боридів Fe₂B, TiB₂, TiВ при 30%-вому перекритті лазерних плям. З ростом ступеня перекриття плям зростала кількість новоутворених боридів, що пояснюється, насамперед, багатократною дією лазерного променя на поверхню, внаслідок чого загальний час перебування хімічних компонентів у розплаві зростав. Високі швидкості охолодження (~10⁴-10⁵ К/с) при досить інтенсивній гомогенізації розплаву за рахунок зростання ступеня перекриття лазерних плям створили умови для формування низькобористих сполук, оскільки зняли значну концентраційну неоднорідність розплаву. Водночас, причиною зростання концентрації як високобористих (FeB), так і низькобористих сполук типу Fе₂В та метастабільного бориду Fе₃В^т (з тетрагональною граткою), стало більш повне розчинення дисперсних часток легуючої сполуки, і, як наслідок, достатнє насичення бором певних ділянок зони лазерного оплавлення до значень, що перевищували евтектичну концентрацію.

Формування високотемпературного бориду титану TiВ при рівноважних умовах є можливим лише при конгруентному плавленні дибориду TiB₂ В умовах лазерного оплавлення повна гомогенізація розплаву за короткий термін дії лазерного випромінювання відбутися не встигала, і деякі ділянки містили концентрацію елементів, зокрема бору та титану, що відповідала можливості утворення бориду титану TіB при охолодженні з розплаву.

Згідно з даними рентгеноспектрального аналізу максимальна концентрація титану фіксувалася біля краю лазерної плями, що свідчило про витіснення легуючого елементу в периферійні області. При цьому причинами, що провокували таку особливість розподілу можуть бути не лише процеси виплеску за рахунок ударної хвилі, але й різниця в значеннях коефіцієнтів поверхневого натягу, яка призводила до виникнення так званих течій Марагоні. Окрім того, в процесі кристалізації частина легуючих компонентів (як домішок) мала витискатися на периферію фронтом кристалізації.

Дюрометричний аналіз за глибиною зон лазерного легування модифікованих зразків армко-заліза виявив немонотонну залежність кривої Н_м(h). Проте загальна тенденція підвищення мікротвердості з ростом потужності випромінювання зберігалася, оскільки рівень напружень, виникаючих внаслідок значних градієнтів температур в зоні лазерного впливу, зростав. Іншою, не менш важливою, причиною зміни Н_м, було більш повне розчинення частинок легуючої сполуки, що в сумарному результаті призводило до зміни фазового складу зони лазерного впливу та до підвищення дефектності модифікованого шару. Максимальне значення мікротвердості було зафіксоване при параметрах обробки, за яких при одночасно високому ступені термічних напружень не відбувалася їх релаксація (були відсутні тріщини). Підвищення значень Н_м в поверхневих шарах лазерно-легованих сталей пояснюється зміною морфології співіснуючих фаз, подрібненням зерна та зростанням густини дефектів кристалічної будови внаслідок впровадження легуючих атомів.

Таким чином, було встановлено, що при лазерному легуванні армко-заліза в поверхневих шарах формуються фази FeВ, Fe₂В, TiFe₂, TiВ, що цілком відповідає рівноважній діаграмі стану потрійної системи Fe-Ті-B. Водночас, швидкісне охолодження дозволяло сформуватися метастабільному бориду Fе₃В^т, утворення якого є неможливим при квазірівноважних умовах твердіння розплаву. Формування зони, збагаченої боридами, та загальна диспергізація структури, викликана надвисокими швидкостями охолодження розплаву, призводили до зростання мікротвердості, а зміна енергетичних параметрів променя дозволяла частково керувати ступенем зміцнення поверхні.

Згідно з даними РФА, основними фазами, що формувалися в поверхневих шарах зразків сталі 30, були б-Fe, Fe₃B^т, Мe₃(B,C)^р (твердий розчин титану в орторомбічній гратці бороцементиту), ТiB₂ і TiC. Рентгенографічно було встановлено, що з ростом густини потужності збільшувалась частка новоутворених фаз у загальному об'ємі розплаву. Окрім того, було виявлено одночасне формування двох типів боридів: з орторомбічною та тетрагональною ґратками. Аналіз зміни параметрів ґратки орторомбічного бориду вказував на формування бороцементиту Мe₃(B,С)^р. Формування кристалів метастабільної фази типу Fe₃B^т при нерівноважних умовах ЛО відбувалося з розплаву, орторомбічні ж кристали борокарбіду Мe₃(B,С)^р виникали внаслідок розпаду перенасиченого твердого розчину. Отже, основними факторами, що відповідали за тип бориду, який формувався при ЛЛ, були ступінь нерівноважності та концентрація легуючої сполуки, які знижувались з ростом густини потужності лазерного випромінювання. Ще однією причиною утворення ізоструктурної до карбіду Fe₃С фази Мe₃(B,С)^р була наявність у матричному матеріалі цементитних ділянок. За нерівноважних умов формування вторинних кристалів Мe₃(В,С)^р супроводжувалося заміщенням атомів вуглецю атомами бора, що й призводило до зміни параметрів елементарної комірки. При цьому атоми вуглецю можна вважати „стабілізаторами” такої гратки. Повторне легування, не зважаючи на більше повне насичення легуючою сполукою поверхневих шарів, характеризувалося більш значною концентрацією ромбічного бороцементиту Мe₃(С,В)^р. Отриманий результат є досить неоднозначним, і може пояснюватись тим, що для формування бороцементиту Мe₃(С,В)^р були необхідні більш рівноважні умови, при яких би встигав відбутися розпад перенасиченого твердого розчину. Формування ж тетрагональної модифікації Fe₃В^т відбувалося в ділянках із значною концентрацією легуючої сполуки, тобто, було характерне для негомогенізованих ділянок ЗЛВ.

Таким чином, в умовах нерівноважної кристалізації ванни розплаву при ЛЛ низьковуглецевої сталі атоми вуглецю, конкуруючи з атомами бору, сприяли формуванню не лише метастабільного бориду типу Fe₃B^т з тетрагонально граткою, але й бороцементиту з орторомбічною граткою.

Четвертий розділ присвячено аналізу результатів досліджень процесів структуроутворення в поверхневих шарах евтектоїдних та заевтектоїдних сталей. Фазовий склад поверхні зразків сталі У7 мав помітні розбіжності з раніше отриманими даними на зразках армко-заліза та сталі 30 (табл.1). Враховуючи, що глибина проникнення рентгенівського променя є обмеженою, і поверхня частково являла собою механічну суміш матриці та дисперсних часток легуючого з'єднання, було проведено пошаровий РФА легованих зразків з метою виявлення розподілу фаз в ЗЛВ (табл.1). Внаслідок короткочасноcті дії лазерного імпульсу та малої товщини обмазки відбулося неповне насичення зразка легуючою сполукою, тому в безпосередньо прилягаючих до поверхні ділянках зони лазерного впливу формувалася високобориста фаза FeB та метастабільний борид Fe₃B. Головною причиною утворення високотемпературного бориду FeB згідно з даними рівноважної діаграми стану повинна бути концентрація бору, що перевищує евтектичне значення. Однак можна припустити, що деякі структурні складові зони лазерного легування можуть брати участь у процесах формування фаз, які твердіють за більш низьких температур, граючи роль затравочних кристалів.

Такою фазою може бути фаза TiВ, що твердіє при температурі 2300 К і за своєю структурою є ізоструктурною до бориду FeВ. Непрямим підтвердженням цього припущення стало одночасне фіксування на рентгенограмах дифракційних максимумів відбитків від ґраток фаз FeВ та TiВ. Для більш глибоких шарів ЗЛВ спостерігалася схильність до формування стабільного бориду Fe₂B, оскільки концентрація легуючих компонентів на цій глибині була близькою до евтектичної. Така концентраційна неоднорідність виникала внаслідок ряду факторів.

Таблиця 1. Пошаровий усереднений фазовий склад ЗЛВ сталі У7 після лазерного легування диборидом титана

Ще на стадії перебування металу в рідкому стані відбувався процес переносу часток легуючих елементів у напрямку від центра ванни розплаву до її країв з утворенням вихороподібних потоків. Внаслідок цього приповерхневі ділянки, особливо периферійні зони, значно збагачувались легуючими елементами, що створювало умови для кристалізації фази FeB. При досягненні температур твердіння низькобористих фаз із збідненого бором розплаву виділялися кристали метастабільного бориду Fe₃B. Центральні ділянки розплаву значно більший проміжок часу знаходилися в рідкому стані. Тому за цей період встигала відбутися часткова гомогенізація розплаву, внаслідок якої концентрація бору знижувалася до значень, які відповідали доевтектичному рівню, характерному для всього розплаву в цілому.

Для уточнення експериментальних даних, пов'язаних з утворенням г-фази заліза, було проведене легування зразків сталі У7 з більш високими енергетичними параметрами лазерного променя, які дозволяли досягти більш повного насичення поверхневих шарів легуючими компонентами. За результатами РФА було зафіксовано фазовий склад, аналогічний виявленому при легуванні зразків армко-заліза та сталі 30: б-Fe та фази TiB₂, Fe₂B, Fe₃B^т, TiС та Мe₃(B,C)^р. При проведенні порівняльної характеристики не було виявлено г - Fe, що свідчило про достатню насиченість розплаву атомами бору, які зменшували стабільність аустеніту.

Завершальний етап серії експериментів щодо впливу кількості вуглецю на процеси фазоутворення було проведено на зразках високовуглецевої конструкційної сталі У12 із вмістом вуглецю, що перевищує евтектоїдний поріг. Основними фазами, зафіксованими в поверхневих шарах легованих зразків, були: б-Fe, бориди Fe₂B, Fe₃B^т, Мe₃(B,С)^р, TiВ₂, та сліди фаз TiC та FeB. Фазовий склад залишався майже незмінним при легуванні з різним ступенем перекриття лазерних плям або при зміні густини потужності. Однак, при густині потужності випромінювання 680 МВт/м² дифракційні максимуми відображень від ґраток фаз Fe₂B, Fe₃B^т, Мe₃(B,С)^р мали більш високу інтенсивність, ніж при 800 МВт/м². Це пояснюється, насамперед, зростанням глибини проплавлення при підвищенні густини потужності ЛВ, що, в свою чергу, викликало збільшення загального об'єму розплаву і, як наслідок, зменшення концентрації легуючих елементів у локальних ділянках. Крім того, концентрація цих фаз зростала по мірі збільшення ступеня перекриття лазерних плям. Даний факт пояснюється зростанням ступеня гомогенності розплаву в результаті більш повного розчинення компонентів легуючої обмазки.

Мікроструктура зон лазерного впливу мала типовий шаруватий вигляд. При цьому зона оплавлення була дрібнодисперсною, границі зерен металографічно чітко не виявлялися. Детальний аналіз косого шліфа ЗТВ виявив поблизу границі зони оплавлення і зони термічного впливу голчасті кристали, тобто світла зона, яка слабко взаємодіяла з травником (перехідна область між оплавленою і термічно зміцненою зоною), вростала голками в зону оплавлення. Аналогічний ріст кристалів було зафіксовано у місцях перекриття двох зон лазерного оплавлення. Виникнення подібної структури можна пояснити епітаксіальною кристалізацією розплаву на підкладинці лише в тих місяцях, де розплав досить значний проміжок часу знаходився у рідкому стані. Однак, при лазерному легуванні диборидом титану завдяки наявності у ванні розплаву титану, який, концентруючись на границях зростаючого зерна аустеніту, формував карбід ТіС, не дозволяючи розростатися аустенітному зерну, стовпчаста структура кристалів не спостерігалося.

З метою вивчення розподілу мікротвердості за площею поперечного перерізу плями лазерного впливу були побудовані об'ємні діаграми зміни мікротвердості ділянок легованих поверхонь (рис.1). Вони дозволили простежити за зміною Н_м безпосередньо по всій площі ЗЛВ. При цьому максимум мікротвердості припадав на центральні та крайові області поверхневих ділянок плями, де концентрація легуючих елементів сприяла утворенню високобористої фази. Збільшення ступеня перекриття лазерних плям призводило до зниження мікротвердості оплавлених ділянок, проте, у цілому, розкид значень Н_м ставав менш помітним, що вказувало на формування більш однорідної структури. Якщо на діаграмах виділити ділянки, для яких характерними є максимальні значення Н_м, то їх розташування можна пояснити характером розподілу легуючих компонентів у ванні розплаву. Більша частина лігатури вихороподібними потоками переноситься в певні ділянки ЗЛВ, внаслідок чого області, збагачені легуючими компонентами, виявляються місцями утворення фаз з підвищеною твердістю (боридів і борокарбідів), яким на діаграмах розподілу мікротвердості відповідали ділянки з максимальними значеннями Н_м. Таким чином, картина розподілу фаз, обумовлена структурно-концентраційною неоднорідністю ванни розплаву досить повно характеризувалася розподілом значень мікротвердості в зоні лазерного впливу.

У п'ятому розділі проведено аналіз температурного поля, що виникає в металі під дією імпульсного лазерного випромінювання з урахуванням розподілу енергії в імпульсі за часом. При створенні сплавів методом лазерного легування застосування в якості лігатури тугоплавкого з'єднання при наявності матриці, що плавиться за більш низьких температур, призводить до деяких труднощів, пов'язаних з можливістю руйнування матеріалу основи ще до того, як буде розплавлена обмазка. Розрахунок температурних полів в зоні лазерного легування за стандартними уявленнями показав, що температури, які досягаються на поверхні при застосованих параметрах лазерного випромінювання, сягають значень, при яких відбувається випаровування матричного матеріалу. Загальноприйнята ідеалізація теплових джерел найчастіше для спрощення математичних розрахунків не враховує реальну структуру лазерного імпульсу (вважає його постійною на протязі дії імпульсу, яка описується функцією Хевісайда f₁), що призводить до помітних відхилень розрахованих даних від експериментальних. Тому в роботі було запропоновано модель, яка описує реальну пічково-хаотичну структуру імпульсу, що залежить від часу, протягом якого діє імпульс. Було знайдено аналітичний розв'язок рівняння теплопровідності при застосуванні такого реального фактору.

Розв'язок задачі теплопровідності показав, що різниця між розподілами температурних полів, що породжуються імпульсами лазерного випромінювання з різними факторами часу, була найбільш суттєвою на малих глибинах та в ті моменти часу, коли потужність випромінювання наближалася до максимальної.

Використання фактору часу f₁ (функція Хевісайда) призводило до завищеного майже на 40 % максимального значення досягненої на поверхні температури та швидкості охолодження розплаву. Достовірність отриманих результатів підтверджували дані про більш повне розчинення обмазки в евтектоїдних та заевтектоїдних сталях: з ростом концентрації вуглецю змінювались теплофізичні характеристики сталевих зразків, внаслідок чого максимальна температура на поверхні сплаву зростала.

Шостий розділ узагальнює експериментальні результати та описує можливі механізми формування структури у складній системі, що знаходиться під дією численних чинників.

В процесі структуроутворення в зоні лазерного впливу значну роль у формуванні підсумкової картини розподілу легуючих елементів і новостворених фаз відігравали дифузійні, гідродинамічні та кристалізаційні процеси. Розрахунок температурних полів підтверджував досягнення температури плавлення легуючої сполуки, однак повного розплавлення часток легуючої сполуки за час дії імпульсу не відбувалося. Занурені у ванну розплаву елементи лігатури за рахунок ударної хвилі і дії радіальних сил, що виникали внаслідок різниці коефіцієнтів поверхневого натягу, обумовлених різницею температур в периферійних та центральних ділянках ванни розплаву, відносилися до краю зони оплавлення і захоплювалися термокапілярними плинами. Аналіз мікроструктури зразків підтвердив наявність ефекту Марагоні, згідно з яким у ванні розплаву здійснювалося переміщення часток TiВ₂ вихровими потоками, що в остаточному підсумку позначалося на формуванні концентраційного поля. Часткам, що розчинялися, це дозволяло більш рівномірно розподілитися в розплавленому шарі, однак підвищений вміст бору та титану спостерігався в приповерхневих шарах і навколо центрів вихорів. Саме ця особливість розподілу легуючих компонентів значною мірою визначала тип бориду, який переважно кристалізувався при надшвидкому охолодженні з розплаву.

По закінченні дії лазерного імпульсу твердіння розплаву визначалося процесами епітаксіальної кристалізації, сегрегації атомів-домішок та швидкістю руху межі поділу тверда фаза-рідина. Границя ванни розплаву і матриці характеризувалася нагріванням до температур аустенизації, тобто епітаксіальна кристалізація кристалів заліза повинна була відбуватися на підкладинці фази з ГЦК-граткою. Проте, як показали наочно результати металографічного аналізу, проростання вглиб розплаву кристалів аустеніту не відбувалося. Причиною порушення процесів такої кристалізації було формування тугоплавких включень карбіду ТіС. Необхідно зауважити, що процеси сегрегації конкурували з процесами „заморожування” розплаву, що призводило до впровадження атомів вуглецю і бору в ГЦК-гратку заліза та утворення твердого розчину заміщення титану в залізі.

Умови, оптимальні для утворення високобористих сполук, були максимально вираженими поблизу поверхні відкритої ванни розплаву, оскільки саме ці ділянки значно насичувались елементами, що входять до складу легуючої сполуки.

З пересиченого розчину в першу чергу виділялися кристали бориду TiB, які за рахунок ізоструктурності виступали затравкою (підкладинкою) для утворення кристалів монобориду FeB. Наступними формувалися кристали низькобористих фаз Fe₂B та Fe₃B^т. При охолодженні нижче температур евтектоїдного перетворення, особливо при перенасиченні аустеніту вуглецем та бором, відбувалося утворення мартенситу та бороцементиту. Ці процеси проходили в твердому стані, тому переважне утворення бороцементиту було більш ймовірним, оскільки в твердому стані процеси дифузії уповільнювалися, і при формуванні кристалів з граткою типу Fe₃C позиції атомів вуглецю могли захоплюватися атоми бору.

Таким чином, в чотирьохкомпонентній системі (Fe-C-Ti-B), що зазнала низки високотемпературних перетворень під дією ЛВ, необхідно виділити такі основні моменти впливу вуглецю на формування структурних особливостей цієї складної системи.

По-перше, з ростом концентрації вуглецю збільшується температурний інтервал аустенізації, що призводить до більш повної гомогенізації розплаву за вуглецем та до стабілізації г-фази. По-друге, зростання концентрації вуглецю спричиняє зміну теплофізичних характеристик вихідного матеріалу, що, в свою чергу, призводить до підвищення максимально досягаємої температури поверхні і до більш повного розчинення легуючої сполуки. По-третє, основна роль у формуванні борокарбіду належить вуглецю, бо при нерівноважних умовах утворення фази з орторомбічною граткою є більш енергетично вигідним.

Фази Fe₃С та Fe₃В мають ізоструктурні гратки, тому їх подібність можна вважати причиною можливості утворення борокарбідів. По-четверте, формування стійкого до розчинення карбіду титану ТіС порушує процеси епітаксіальної кристалізації аустеніту та значно подрібнює структуру ЗЛВ. З ростом концентрації вуглецю внаслідок цього мікротвердість оплавлених ділянок значно зростала.

Розглядаючи загальну картину структуроутворення при лазерному легуванні, треба зауважити, що вирішальну роль у цих процесах відігравала надвисока швидкість охолодження розплаву. Внаслідок цього в зоні лазерного легування формувалася гетерофазна структура зі значною кількістю дисперсних кристалів боридів, яка характеризувалася високими термічними напруженнями та високою густиною дефектів кристалічної будови, що є ознакою гартування з рідкого стану. Саме завдяки цьому зростала мікротвердість лазерно-легованих шарів сталей. Окрім того, особливу увагу потрібно звернути на ступінь перекриття лазерних плям, яка є важливим чинником, що регулює процеси фазоутворення при ЛЛ сталей. Час перебування компонентів у розплавленому стані значною мірою визначає ступінь гомогенності розплаву.

Якщо проміжок часу, протягом якого матеріал знаходився у розплавленому стані, є незначним, то для швидкотвердіючого розплаву будуть характерними лікваційні неоднорідності з підвищеним вмістом бору та титану, що призводить до утворення помітної частки фаз TiB та FeB. Оскільки час перебування у розплаві є прямо пропорційним загальному часу впливу лазерного променя на матеріал, то з ростом перекриття плям зростає ступінь гомогенності розплаву, що призводить до формування низькобористих (Fe₂B, Fe₃B) сполук.

Отже, можна стверджувати, що збільшення числа імпульсів, а в остаточному підсумку - загального часу короткочасного циклічного впливу на матеріал, призводить до формування більш однорідного структурно-фазового стану легованої поверхні.

ЗАГАЛЬНІ ВИСНОВКИ

В умовах значного переохолодження розплаву при кристалізації лазерно-легованих поверхонь сталей формується багатофазна дисперсна концентраційно-неоднорідна структура з нерівноважним розподілом фаз за глибиною оплавленого шару та підвищеними значеннями мікротвердості.

Утворення фази TiB, що твердіє при високих температурах та наявність матричних кристалів Fe₃C, призводить за рахунок ізоструктурності граток до формування кристалів фаз FeB та Мe₃(B,C)^р.

Ріст концентрації вуглецю у вихідній структурі призводить до значного підвищення максимальної температури та максимальної швидкості охолодження, які досягаються на поверхні розплаву при фіксованих параметрах лазерного випромінювання.

Розрахунок температурного поля в зоні лазерного впливу, що передбачає врахування реальної часової структури імпульсу лазерного випромінювання, дозволив отримати розподіл температур, при якому максимальна температура поверхні відповідає експериментальним даним.

В умовах нерівноважної кристалізації ванни розплаву при лазерному легуванні сталей диборидом титану атоми вуглецю, конкуруючи з атомами бору, сприяють формуванню не лише метастабільних боридів типу Fe₃B^т з тетрагональною граткою, але й бороцементиту Мe₃(B,С)^р з ромбічною граткою.

При високих швидкостях охолодження розплаву (10⁵ К/с) підвищення ступеня перекриття лазерних плям при лазерному легуванні сприяє формуванню стабільного бориду Fe₂B, що пов'язано зі зростанням часу знаходження металу у розплавленому стані.

Збільшення загального часу високотемпературного впливу імпульсного лазерного випромінювання з фіксованою густиною потужності на поверхню Fe-C сплавів, при лазерному легуванні диборидом титану призводить до зміни кількості новоутворених боридів в зоні лазерної дії від максимальної концентрації до повної їх відсутності у послідовності Fe₃B, Fe₂B, FeB

Зростання кількості вуглецю у вихідній структурі залізовуглецевих сплавів при лазерному легуванні диборидом титану призводить до підвищення термічної стабільності бороцементиту за рахунок більш повної гомогенізації розплаву за вуглецем.

ПУБЛІКАЦІЇ

1. Гіржон В.В., Мальцева Т.А. Структурно-фазовий стан поверхневих шарів сталей після лазерного легування боридом титану // Вісник Запорізького державного університету. - №2. - 2000. - С.157-161.

2. Гиржон В.В., Мальцева Т.А., Золотаревский И.В. Лазерное легирование поверхности армко-железа боридом титана // Физика и химия обработки материалов. - №5. - 2003. - С.53-58.

3. Гиржон В.В., Мальцева Т.А. Особенности формирования структуры поверхностных слоев стали У7 при лазерном легировании боридом титана TiB₂// Металлофизика и новейшие технологии.- 2004. - Т.26, №3. - С. 325-334

4. Гиржон В.В., Мальцева Т.А. Структурное состояние поверхностных слоев стали 30 после лазерного легирования боридом титана TiB₂ // Металлофизика и новейшие технологии. - 2005. - Т. 27, №10. - 1307-1316.

5. Гиржон В.В., Мальцева Т.А., Лазерное легирование стали У12 боридом титана TiB₂ // Металлофизика и новейшие технологии. - 2006. - Т. , №10. - С.1383-1396

6. Гіржон В.В., Мальцева Т.А. Закономірності процесів структуроутворення в залізовуглецевих сплавах при лазерному легуванні боридом титану TiB₂ // Вісник Київського університету, серія: фізико-математичні науки. - 2006. - №3. - С. 462-469

7. Структурно-фазовые изменения в поверхностных слоях армко-железа при лазерном легировании боридом титана TiB₂. /Гиржон В.В., Мальцева Т.А //Сб. статей докладов 4-го научно-практического симпозиума „Функциональные покрытия для повышения качества поверхностей изделий машиностроения” в рамках конференции ОТТОМ-4. - Украина, Харьков, 19-23 мая, 2003. - С. 225-228

8. Лазерне легування поверхні армко-заліза боридом титану / Гіржон В.В, Мальцева Т.А. // Тези доповідей Міжнародної конференції молодих науковців з теоретичної та експериментальної фізики „Еврика - 2003”, Україна, Львів, 19-21 травня 2003. - С.36.

Размещено на Allbest.ru