WPL YW WĘGLA NA STRUKTURĘ l WŁAŚCIWO Ś CI STOPÓW Fe-C HARTOWANYCH LASEROWO. BYLICA Andrzej, ADAMIAK Stanisław

Transkrypt

1 36/31 Soliduication o f Metais and Alloys, No Krt:cpnięcie Metali i Stopów. Nr 36, 1998 PAN- Oddział Katowice PL ISSN 0208-'.1386 WPL YW WĘGLA NA STRUKTURĘ l WŁAŚCIWO Ś CI STOPÓW Fe-C HARTOWANYCH LASEROWO BYLICA Andrzej, ADAMIAK Stanisław Wyższa Szkoła Pedagogiczna Instytut Techniki ul.rejtana 16A, Rzeszów l. Wstęp Szczególnie ważnym zagadnieniem w procesie laserowej obróbki cieplnej jest właściwy dobór materiału oraz prawidłowych parametrów obróbki laserowej zapewniających uzyskanie najkorzystniejszych właściwości technologicznych i eksploatacyjnych dla określonych wyrobów. Uwarunkowane jest to znajomością rozkładu pola temperaturowego, szybkości nagrzewania i chłodzenia, czasu austen.ityzacji oraz kinetyki przemian zachodzących podczas laserowej obróbki cieplnej. Wpływ na własności stali mają przede wszystkim dwa czynniki : rodzaj struktury i wielkość ziarna. Hartowanie laserowe w sposób zasadniczy zmienia oba te czynniki, przy czym osiągane rezultaty różnią się znacznie od wyników otrzymanych po hartowaniu konwencjonalnym. Po hartowaniu laserowym utworzy się drobnodyspersxjna struktura martenzytyczna o zwiększonej twardości i odporno ś ci na zużycie ścierne w stosunku do hartowania objętościowego. 2. Materiał i metodyka badań W pracy przedstawiono badania struktury, twardości i odporności na zużycie warstwy wierzchniej stopów Fe-C o zawartości węgla do 4% po laserowym hartowaniu oraz porównano Je z właściwościami uzyskanymi po hartowaniu konwencjonalnym. Badania wykonano na próbkach ze staliwa żeliwa o składzie chemicznym przedstawionym w tabeli l.

2 244 Skład chemiczny badanych próbek Tabela l Materiał Zawartość pierwiastków stopowych, % Węgiel Mangan Krzem Fosfor Siarka Miedź Chrom staliwo 0,22 0,22 0,07 0,10 0,015 0,019 0,08 0,1 1 staliwo 0,52 0,52 0,29 0, 11 0,013 0,015 0,06 0,13 staliwo l,24 1,24 0,30 0,31 0,014 0,017 0,06 0,13 żeliwo 2,57 2,57 0,29 0,10 0,019 0,024 0, 10 0,16 żeliwo 4,39 4,39 0,34 0,79 0,021 0,027 0,12 0,13 Obróbkę laserową wykonano laserem o pracy impulsowej Y AG:Nd stosując parametry: energia maksymalna - 30 J, czas trwania impulsu s, gęstość mocy wiązki laserow~j- 6,4 lcf; 1, ; 1,4 1<f; 1,8 1<fW/cm 2 oraz laserem o pracy ciągłej C0 2 z parametrami: moc maksymalna- 1,2 kw, prędkość skanowania- 25 mm/s, gęsto ść mocy- 6, W/cm 2. W pracy wykonano badania metalograficzne, dyfraktometryczne, fraktograficzne oraz badania twardości i odporności na ścieranie. Badania intensywności ścierania wykonano metodą tr.q>ień-tarcza, stosując parametry: tarcza ścierna wykonana ze stali SW7M, siła docisku N = 10 kg, prędkość obrotowa n = 450 obr/min., czas ście rania t= 120 min., pomiar masy próbek co 30 min. fntensywn ość ścierania próbki oblicz.ano z zależności: 3. Analiza badań gdzie: l = (/) L (/) = --,!!.m [ cm ] - zuzyc1e.. pro 'bki, p S!lm - różnica masy próbki [g], p - ci ężar właściwy próbki ", 7,82 [glcm 3 ], p S -pole powierzchni trącej próbki ", 0,5[cm 2 ], L - droga tarcia. W staliwie o zawartości 0,22% C w strefie przetopionej po hartowaniu laserowym zachodziła przemiana martenzytyewa i powstawał niskowęglowy martenzyt listwowy o dużej dyspersji (ryr.. la). Ze wzrostem zawartości węgla w stopie zmienia się morfologia martenzytu i w staliwie o zawartości 1,24% C występował martenzyt austenitu szczątkowego płytkowy (rys. lb). Obserwowano również wzrost zawartości głównie w strefie przetopionej, o czym świadczy wzrost intensywności pików od austenitu na dyfraktogramach wykonanych w strefie przetopionej. Natomiast w żeliwie o zawartości 2,57 i 4,39% C po przetopieniu Jaserowym otrzymano odmienną morfologicznie strukturę komórkową o twardości HV 0,065. Kształt komórek zmieniał się od ziaren słupkowych na b'tanicy fazy ciekłej i stałej do równoosiowych w środku przetopu (rys. Je). Strukturę komórek tworzy siatka cementytu na &rranicach oraz martenzyt i austenit szczątkowy wewnątrz komórek.

3 Ujednorodnienie austenitu w stalach węglowych, które zależy główni e od temperatury austenityzacji, szybkości grzania oraz czasu austenityzacji, podczas realizacji procesu laserowej obróbki cieplnej zachodzi tylko w obszarach nagrzanych do maksymalnych temperatur. Jest to spowodowane dużymi szybkościami nagrzewanja i skróceruem czasu obróbki. W strefie prz~jściowej staliw o zawartości 0,22 i 0,52 %C czas austenityzacji oraz szybkość dyfuzji węgla umożliwiają otrzymanie jednorodnego austenitu tylko w obrębie byłego ziarna perlitu czy ferrytu. Austenit powstały z perlitu zawiera ok 0,8% C, natomiast z ferrytu tworzy się austenit niskowęglowy, po schłodzeniu powstaje struktura martenzytyczno - ferrytyczna z zachowanymi granicami rozdziału fenyt-martenzyt (rys. 2a). Martenzyt powstały w strefie wpływu ciepła posiada bardzo dużą dyspersję (większą niż w strefie przetopionej) oraz n) 245 Rys. l. Struktura stopów Fe-C po hartowaniu laserowym: a) stajjwo 0,22% C, b) staliwo 1.24% C, c) żeliwo 2,57% C twardość dochodzącą do HV0,065. Szybkość rozpuszczania perlitu w strefie przejściowej zależy od jego dyspersji, szybkości grzania oraz temperatury i czasu austenityzacji. W strefie wpływu ciepła staliwa 1,24% C w zależności od maksymalnej temperatury następuje rozpuszczanie kolonii perlitu i siatki cementytu wtórnego - podczas chłodzenia w zalemości od ujednorodnienia austenitu i szybkości chłodzenia powstaje martenzyt, bainit oraz nierozpuszczony cementyt (rys. 2b ). W żeliwie białym 2,57% C bezpośrednio pod strukturą komórkową strefy przetopionej powstała cienka warstwa o grubości ~m drobnoiglastej struktury marleozytycznej

4 246 z rozpuszczonym całkowicie cementytem (rys. 2c). W głębszych warstwach o mikrotwardości do 1100 HV0,065 występuje martenzyt, cementyt eutektyczny i eutektoidalny (rys. 2c ). W że liwie szarym 4,39% C oprócz martenzytu i austenitu szczątkowego występuje nierozpuszczony grafit. Wokół płatków grafitu struktura jest wzbogacana w węgiel i następuje zabielanie żeliwa. Rys. 2. Struktura stopów Fe-C po hartowaniu laserowym: a) staliwo 0,22% C, b) staliwo 1,24% C, c) żeliwo 2,57% C Gęstość mocy wiązki laserowej padającej na obrabiany materiał wywiera wpływ na stopień ujednorodnienia i przesycenie roztworu węglem, wzrost defektów strukturalnych oraz rozdrobnienie struktury. Ma to istotne znaczenie na wytrzymałość, odporność na ścieranie i mikrotwardość struktury. Wraz ze wzrostem gęstości mocy wiązki laserowej w badanych próbka następował wzrost mikrotwardości oraz grubości warstwy zahartowanej (rys. 3). Węgiel podczas laserowej obróbki cieplnej podobnie jak i przy obróbce objętościowej ma istotny Wpływ na mikrotwardość struktury. Ze wzrostem zawartości węgla w martenzycie następuje obniżenie symetrii sieci, wzrost naprężeń wywołany przez atomy międzywęzłowe oraz obecność defektów sieciowych (dyslokacje, mikrobliźniaki), które zwiększają jego twardość. W stalach podeutektoida1nych twardość struktury po hartowaniu laserowym zależy od zawartości węgla w martenzycie natomiast w stajach nadeutektoidalnych dodatkowo od temperatury austenityzacji.

5 247 a) b) 1«XX ~ 13Xl ~ 1!XXl 'Q.... l 8lO 8lO «XX 3Xl -0,22%C -- 0,52%C 1«XX ~ 13Xl ~- 1!XX).o 8lO.., ~ łllo ł «XX 3Xl -0,22%C -- 0,52%C... 1,:ł4%C ,57%C - - 4,39%C o o 100 :m :m G)»> 600 Odlcgbść od powicrzcłlli, J.III1 o o 100 :m :m G)»> 600 Odlcgbść od powiem:łlli, J.III1 Rys. 3. Rozklad mikrotwardo ś ci stopów Fe-C po hartowaniu laserem YAG:Nd różnymi gęstościami mocy: a) 6, W/cm 2, b) 1, W/cm 2 Podczas austenityzacji stali nadeutektoidalnych powyżej temperatury A.:m cały węgiel występujący w stali przejdzie do roztworu stałego i po zahartowaniu twardość struktury będzie się zmniejszała wraz ze wzrostem zawartości węgla wskutek wzrostu ilości austenitu szczątkowo. Podczas hartowania z zakresu temperatur Ac1-Acm do roztworu przechodzi stała ilość węgla i jego wpływ na twardość struktury jest nieznaczny. Wpływ węgla na mikrotwardość stopów Fe-C po hartowaniu laserem Y AG:Nd w strefie przetopionej oraz hartowanej ze stanu stałego erzedstawiono na rys. 4. "' a) b) ~1200 ~1200 o ~ g 600.Q 800.Q "' ~ ~-~1~~.._:.-~~ ,4-dd Wlolł -E600 _..._ 6/tdi/WIGJł ~ UdcfW!aJł ~ 400 AL... -1J,dcfWIGJł o -._ 1,4-dcf wlalł o f -._ 1,4-dcf Wkm 2 ~ JI;dd wlalł ~ I.Jidc/ wlalł ~ ~ o o o l s o l s Zawartość węgla, % Zawartość węgla, % Rys. 4. Wpływ węgla na mikrotwardość stopów Fe-C po hartowaniu laserem Y AG:Nd różnymi gęstościami mocy a) strefy przetopionej, b) strefy nieprzetopionej Po hartowaniu z przetopieniem. mikrotwardość struktury zwiększa się w sposób istotny wraz ze wzrostem zawartości węgla i uzyskuje maksymalną wartość w stopie o

6 248 zawartości 1,24%C. W stopach o vvi ększej zawartości węgla mikrotwardość struktury zmniejsza się, pod wpływem wprowadzenia do roztworu stałego znacznych ilości węgla z rozpuszczonego cementytu czy grafitu, a w konsekwencji wzrostu udziału w strukturze austenitu szczątkowego. W warstwie hartowanej bez przetopierua w zakresie zawartości węgla od 0,52 do 2,57% mikrotwardość utrzymuje się na stałym poziomie. Na rueznaczny wzrost mikrotwardości w strefie nieprzetopionej staliwa 0,52% C w stosunku do warstwy przetopionej wpłynął znaczny udział w strukturze drobnodyspersyjnego (skrytoiglastego) martenzytu tworzącego się w obszarach wy stępowania perlitu (rys. 2a) o twardości HV0,65. Zestawierue wyników pomiarów mikrotwardości po hartowaniu laserem impulsowym YAG:Nd z gęstością mocy 1, W/cm 2, laserem o pracy ciągłej MTL1200 z gęstością mocy 6, W/cm 2, oraz po hartowaniu objętościowym stopów Fe-C o różnej zawartości węgla zestawiono na rys. 5. Największą m i krotwardość struktury w staliwach 0,22 i 0,52 o/..c otrzymano po hartowaniu laserem o pracy impulsowej natomiast w żeliwach laserem o pracy ciągłej c:j - nidwto\\biil ~ - hartov.alll ~ścio'iw ~ - hart~c02 I!BB88 -~ YAG:Nd 200 0,22 0,52 1,24 Zawartość~% 2,57 4,39 Rys. 5. Wpływ zawartości węgla na mikrotwardość struktury hartowanej objętościowo oraz laserem o pracy ciągłej i impulsowej Hartowanie laserowe prowadzące do zwiększenia gęstości defektów w strukturze powoduje wzrost twardości. Większa twardość struktury sprzyja wzrostowi odporności na ścieranie. forównanie intensywności ścierania próbek niehartowanych, hartowanych objętościowo oraz hartowanych laserowo w zależności od zawartości węgla, przedstawiono na rys. 6. W próbkach hartowanych Jaserowo odporność na ścieranie była większa o 15-20% od próbek hartowanych objętościowo. Najlepszą odporność na ścieranie po hartowaniu laserowym posiadało żeliwo zawierające 2,57 %C o strukturze komórkowej.

7 3 f , L.l! :; - o xlu' 0,22 c::j..._ IZ'Z:I ---- W' ti-o -~-.- 0,.52 1,24 2,S7 4,39 Zawartość w~gla. % Rys. 6. Intensywność ścierania stopów Fe-C 249 LITERATURA l. T. Burakowski, E. Roliński, T. Wierzchoń: Inżynieria powierzchni metali. Wyd. Politechniki Warszawskiej, Warszawa W.S. Kowalenko: Laziemaja technologia Wyd. Wyższa szkoła, Kijów, T. Burakowski, T. Wierzchoń: Inżynieria powierzchni metali. WNT, Warszawa, i J. Kuśiński : Zmiany struktury i własności mechaniemych stali pod wpływem obróbki laserowej, AGH, Metalurgia i odle~ctwo, z.132, Kraków, J. Kusiński: Laserowe utwardzanie powierzchni materiałów. Lasery - nowe technologie, Zeszyty naukowe IMP P AN w Gdańsku, J. Kusiński: Zastosowanie promienia laserowego w technologii modyfikacji warstwy wierzchniej materiałów. VIII Krajowa Szkoła Optoelektroniki nt. Laserowe Technologie Obróbki Materiałów, Gdańsk A Bylica, S.Adamiak, M. Kuźma: Struktwy hartowania laserowego w stopach żelaza z węglem. Mechanik. m 7, E. Pleszakow, S. Szwaczko, A. Borysiuk: Struktura i właściwości przetopionych laserowo warstw powierzchniowych żeliwa sferoidalnego po odpuszczaniu. Krzepnięcie metali i stopów, PAN z.27 Katowice A. Bylica, S.Adamiak: Badanie procesów odpuszczania laserowo hartowanych stali węglowych. Krzepnięcie metali i stopów, PAN z.27 Katowice J. Straus, L. Szylar, W. Gołębiowski: Laserowa obróbka żeliwa szarego. Metaloznawstwo- Obróbka Cieplna- Inżynieria Powierzchni, m , s. ll-14, 1989 Ił. L. Śnieżek. Z. Bogdanowicz, J. Hoffi:nan, W. Kalita: Laserowe umacnianie warstwy wierzchniej elementów ze stali łożyskowych. III Sytmpozjum nt. Wpływ obróbki laserowej na strukturę i właściwośc i materiałów. Rzeszów, s.ll3, Z. Bogdanowicz, L. Śnieżek: Przebieg zmęczeniowego pękania elementów ze stali ŁH15SG laserowo utwardzonych w warunkach jednoczesnego działania nacisku stykowego i obrotowego zginania Krzepnięcie metali i stopów, P AN z.27 Katowice 1996