Wydział Metalurgii i Inżynierii Materiałowej AGH Al. Mickiewicza 30, Kraków

Transkrypt

1 29/42 Soidification of Metais and Aoys, Year 2000, Voume 2, Book No 42 Krzepnięcie Metai i Stopów, Rok 2000, Rocznik 2, Nr 42 P AN-Katowice, PL ISSN WPŁ YW WSTĘPNEGO PODGRZANIA STALI SWV9 PRZED OBRÓBKĄ LASEROWĄ NA JEJ STRUKTURĘ I WŁASNOŚCI* Sławomir KĄC, Jan KUSIŃSKI, Wojciech SYPIEŃ, Agnieszka WOLDAN Wydział Metaurgii i Inżynierii Materiałowej AGH A. Mickiewicza 30, Kraków STRESZCZENIE W pracy scharakteryzowano wpływ aserowej obróbki ciepnej (mocy i średnicy wiązki asera oraz szybkości skanowania) na strukturę oraz własności warstwy wierzchniej nieedeburytycznej stai narzędziowej SWV9 o podwyższonej odporności na ścieranie. W ceu wyeiminowania siatki prostopadłych pęknięć biegnących po granicach koonii eutektycznych przez całą szerokość strefy przetopionej, które pojawiały się w materiae nie podgrzewanym, badany materiał podgrzewano wstępnie przed obróbką aserową do temperatury 550 C. W ten sposób uzyskano warstwy wierzchnie (WW) bez śadów pęknięć. Przeprowadzono badania zmian mikrostruktury, jednorodności chemicznej oraz rozkładów mikrotwardości w warstwie wierzchniej. Zbadano również zmiany składu fazowego, przeprowadzono badania penetracyjne oraz test odporności na ścieranie warstwy wierzchniej badanej stai po obróbce aserowej. Przetapianie aserowe stai SWV9 aserem o dużej mocy powoduje wzrost jej twardości do wartości ok J..HV 65. Przetopione aserowo próbki wykazywały również większą odporność na suche ścieranie niż materiał w stanie wyjściowym. WSTĘP Dynamiczny zainteresowanie rozwój przemysłu technik aserowych spowodował znaczne zastosowaniem promieniowania aserowego praca finansowana przez KBN, Grant nr 7T08C

2 266 w inżynierii powierzchni. Zaetami aserowej obróbki ciepnej w stosunku do konwencjonanych metod są: możiwość miejscowego umocnienia powierzchni, obróbka wyrobów o skompikowanych kształtach, wyeiminowanie tradycyjnych ośrodków hartowniczych, większa twardość i odporność na korozję, ścieranie i zmęczenie stai [1]. Stae szybkotnące są szeroko stosowane w procesie produkcji narzędzi skrawających i do obróbki pastycznej. Jedną z wad hutniczych tych stai stanowiących materiał wyjściowy do wytwarzania narzędzi, jest pasmowaść i nierównomierna segregacja węgików. Rozwijane są więc nowe rodzaje obróbek ciepnych, które w połączeniu z zabiegami przeróbki pastycznej pozwaają wyeiminować ub zmniejszyć niekorzystne własności metaurgiczne i dodatkowo nadające inne, często specyficzne cechy obrabianym narzędziom, czy też oddzienym powierzchniom pracującym w trudnych warunkach [2]. Stae szybkotnące są staami trudno obrabianymi mechanicznie. Uzasadnione jest więc wytwarzanie narzędzi, szczegónie narzędzi o skompikowanych kształtach, metodą konwencjonanego odewania. Gruboziarnista struktura odewu nie zapewnia jednak pozytywnych własności. Laserowe przetapianie pozwaa na znaczne rozdrobnienie struktury krystaicznej w warstwie wierzchniej. Nie zawsze jednak zapewnia optymane własności. Następująca po obróbce aserowej obróbka ciepna prowadzi do otrzymania struktury o optymanych własnościach. Ze wzgędu na specyfikę procesu, poegającą na szybkiej krystaizacji, aserowa modyfikacja powierzchni pozwaa uzyskiwać własności trudne ub niemożiwe do otrzymania kasycznymi metodami obróbki ciepnej [3]. Efektem aserowego przetapiania powierzchniowych warstw stai narzędziowych jest głównie drobnodyspersyjna sinie przesycona i ukierunkowana struktura, charakteryzująca się znacznie większymi własnościami wytrzymałościowymi, wzrostem twardości, odporności na ścieranie i odporności na korozję [4]. Zastosowania asera w obróbce materiałów wykorzystują głównie termiczne efekty absorpcji jego promieniowania, będącego strumieniem fotonów, przez powierzchni ę obrabianego materiału. Oddziaływanie termiczne zaabsorbowanego promieniowania prowadzi do okanego (determinowanego wymiarami wiązki i zasięgiem jej oddziaływania) nagrzania, przetopienia ub odparowania materiału i w konsekwencji wywołuje zmiany jego struktury i własności w precyzyjnie okreśonym miejscu obróbki. Przeprowadzone badania stai SWV9 wykazały, że przetopienie aserowe warstwy powierzchniowej wywołuje jej pękanie. Jest to spowodowane nakładaniem się na siebie naprężeń wywołanych skurczem termicznym po krzepnięciu i chłodzeniu warstwy wierzchniej do temperatury otoczenia oraz naprężeń powstających w czasie przemian fazowych (przemiany martenzytycznej). Rozwojowi tego rodzaju napręże! sprzyja wysoki gradient temperatury między przetopioną warstwą wierzchnią oraz rdzeniem materiału o temperaturze otoczenia. W ceu wyeiminowania tego niepożądanego efektu zastosowano wstępne podgrzewanie stai przed obróbką aserową..

3 267 CELBADAŃ Ceem badań niniejszej pracy jest anaiza struktury powstającej podczas aserowego przetapiania stai narzędziowej SWV9 po wstępnym jej podgrzaniu do temperatury 550 C, a także badanie wpływu parametrów tego procesu na strukturę i własności warstwy wierzchniej. MATERIAL I METODYKA BADAŃ Tabea. Skład chemiczny stai SWV9[5]. Skład chemiczny [%mas] Sta c M n S i p s Cr w V SWV9 2,08 0,61 0,38 0,024 0,028 3,32 5,2 7,9 Część próbek nagrzewano przed obróbką Jaserową do temperatury około 550 C. Próbki przetapiano z roznymi szybkościami przesuwu wiązki 8; 13,3; 26,6 mm/s. Ścieżki Jaserowe wykonane były wiązką o przekroju kołowym, o średnicach,2; 2; 3 mm i gaussowskim rozkładzie energu, oraz mocach 1,33; 1,55; 2,41 kw. Na ścieżkach, powstałych podczas przetapiania Jaserowego warstw powierzchniowych materiałów, zaobserwowano zagłębienia i nierównosc1 powierzchni będące skutkiem intensywnego nagrzewania, w wyniku którego następuje mocna cyrkuacja ciekłego metau, a po przejściu wiązki aserowej do innego obszaru gwałtownego krzepnięcia prowadzące do "zamrożenia" struktury. W ceu okreśenia zmian struktury i składu chemicznego WW stai po przetopieniu aserowym, przeprowadzono badania za pomocą mikroskopu optycznego Epityp 2 i eektronowego mikroskopu skaningowego HIT A CHI. Badania mikroskopowe obejmowały identyfikację składników strukturanych, ich rozmieszczenie i rozmiar oraz pomiar głębokości przetopienia. Zmiany składu fazowego badano za pomocą rentgenowskiej anaizy fazowej, a zmiany koncentracji pierwiastków w WW badano za pomocą m ikroanaizatora rentgenowskiego CAMECA M. S. 46. Pomiary mikrotwardości w warstwie wierzchniej (WW) przeprowadzono za pomocą mikrotwardościomierza Ranemanna przy obciążeniu 0,065 kg. Przeprowadzono również badania penetracyjne WW oraz badania odporności na ścieranie za pomocą urządzenia wykonanego w AGH [6].

4 268 WYNIKI BADAŃ I ICH DYSKUSJA Mikrostruktura stai SWV9 przed przetopieniem aserowym składa się z dużych pierwotnych oraz bardzo drobnych wtórnych węgików wanadu rozmieszczonych w ferrytycznej osnowie (Rys. ). Rys.. Mikrofotografia SEM struktury stai SWV9 w stanie wyjściowym. Rys. 2. Mikrofotografia SEM przedstawiająca przekrój krateru po przetoopieniu aserowym. Rys. 2 przedstawia mikrostrukturę próbek po przetopieniu aserowym obserwowanych za pomocą eektronowego mikroskopu skaningowego. W warstwie wierzchniej po przetopieniu aserowym mo ż na wyróżnić dwie wyraźne strefy: szeroką strefę m ateriału przetopionego i gwahownie zakrzepłego, (SP); wąską strefę wpływu ciepła (materiału zahartowanego), (SWC); Szybka krystaizacja prowadzi do zróżnicowanej morfoogii na przekroju strefy przetopionej. W strefie przetopionej obserwowano skupiska węgików układające się w charakterystyczne zawirowania spowodowane ruchem konwekcyjnym stopionego metau (Rys. 2). Przy powierzchni, gdzie odprowadzenie ciepła następowało w kierunku prostopadłym do powierzchni (na zewnątrz materiału) tworzyły się ukierunkowane eutektyki. W centranym obszarze strefy, gdzie

5 269 Strefa Przetopiona swe Osnowa Pasmo Węgików ' ' ~~w}~~~~. Fe ~~-.._...,~( ~v \; ~"'r.rt~ : 1 Mn-300 Si-100. ~.J o. ~i _... ~.~~ 1....u.....~ L... i. r w. "... ~ V-10 4,,L. --\~... -~ ;j_i.; - n! o odegłość od powierzchni (J,.A.m) Rys. 3. Rozkład zmian koncentracji Fe, Cr, Mn, Si, V w stai SWV9 po przetopieniu aserowym. zmieniał się front odprowadzenia ciepła, wzrastały drobne, bardzo sinie ro zwinięte węgiki dendrytyczne w otoczeniu eutektyk. Ponieważ proces krzepni ęc ia przebiegał szybciej na dnie krateru niż w strefie przypowierzchniowej wiekość kryształów na dnie krateru jest znacznie mniejsza. Struktura strefy wpływu ciepła zmienia się w zaeżności od osiągniętej temperatury w czasie aserowego przetapiania. Na granicy ze strefą przetopioną, gdzie temperatura materiału była biska soidus uzyskano jednorodny austenit, który w czasie szybkiego chłodzenia po obróbce aserowej uegał przemianie w martenzyt z tym, że część austenitu pozostaje nada nieprzemieniona. W obszarach, w których temperatura nie przekroczyła wyraźnie temperatury austenityzowania nie obserwowano wyraźnych zmian struktury. Stanowiły ją węgiki wanadu w osnowie ferrytu. Zaobserwowano również mikropęknięcia powstające w strefie przetopionej podczas aserowej obróbki stai SWV9 wstępnie me nagrze-

6 270 wanej, czego nie obserwowano przy przetapianiu aserowym próbek wcześniej nagrzewanych. Przeprowadzone badania mikroanaizy rentgenowskiej miały na ceu anaizę iniowego rozmieszczenia pierwiastków: Fe, Cr, Mn, Si, i V w warstwie wierzchniej prostopadłe do przetopionej warstwy (Rys. 3). Wyniki wskazują na duże wahania koncentracji Fe, Cr, V i Mn zarówno w osnowie jak i w SWC, co świadczy o tym, iż składa się on z bardzo drobnych wydzieeń o zwiększonej zawartości wanadu. W miejscu pasma węgików występuje gwałtowny spadek zawartości Fe oraz siny wzrost koncentracji V, co potwierdza istnienie węgika wanadu. W strefie przetopionej uzyskano natomiast znaczne ujednorodnienie struktury. Wyniki badań rentgenowskiej anaizy fazowej wskazują, że w strukturze strefy przetopionej aserowo występują: martenzyt (powstały w wyniku intensywnego chłodzenia zakrzepłego materiału do temperatury otoczenia), austenit szczątkowy oraz węgiki wanadu (wchodzące w skład koonii eutektycznych oraz nie przetopione węgiki pierwotne) (Rys. 4). Mniejsza intensywność inii rentgenowskich od węgików VC może wynikać z ich mniejszej iości w przetopionej strefie jak również z większego stopnia ich dyspersji. Gwałtowne chłodzenie po przetapianiu aserowym sprzyja powstawaniu struktur siłnie przesyconych. W tym przypadku zarówno wanad jak i węgieł oraz inne dodatki stopowe mogą pozostawać w większej iości w roztworze niż to ma miejsce przy powonym chłodzeniu ~ 8' :.::::. M martenzyt VC węg)ik w ana du... - ~ ~ Q) "' i u > = = ~ 1900 <.: ,_, > - <.i; s.::.::. o Rys. 4. Dyfraktogram stai SWV9 po przetapianiu aserowym. Rys. 5 przedstawia rozkład mikrotwardości (1..tHV 65 ) w funkcji odegłości od powierzchni przy tych samych parametrach przetopienia da dwóch różnych

7 271 próbek, podgrzewanej wstępnie do temperatury około 550 e oraz nie podgrzewanej przed obróbką aserową. Z wykresów tych wynika, że twardość WW próbek n i e podgrzewanych znaczni e wzrosła do wartości )HV 65 ( 800)HV 65 da V= 13,3 mm/s) po aserowym przetopieniu. Największą wartość mikrotwardości mierzono na granicy strefy przetopionej i strefy wpływu ciepła ( )HV 65 ). Niestety, jak to już wspomniano wyżej, w próbkach nie podgrzewanych obserwowano iczne pęknięcia. Natomiast w materiae nagrzanym przed obróbką aserową obserwujemy obniżenie twardości przy powierzchni w stosunku do osnowy ( )HV 65 ). Widoczny jest znaczny wzrost twardości tyko na granicy SP i SWe, aż do wartości )HV 65. Poprawę twardości przy powierzchni da próbki nagrzewanej uzyskano przez zwiększenie mocy asera do P = 1,55 kw. Obserwujemy wówczas twardość przy powierzchni J.!HV 65, a po przejściu SWe powrót do twardości osnowy ( )HV 65 ). Również widzimy tu nagłe skoki twardości na granicy SP i SWe nawet do wartości 1800 J.!HV 65. Przy zwiększeniu mocy asera do 2,41 kw uzyskujemy epszy rozkład twardości, przy powierzchni dochodzącej nawet do 1400 )HV 65 oraz przy utrzymującej się wartości około 1000 )HV 65 w całej strefie przetopionej. 1.0 (O > :I: ::s o o 0.1 Próbka nie nagrzewana 0.2 Próbka nagrzewana odegłość od powierzchni (m m) 0.6 Rys. 5. Rozkład mikrotwardości w funkcji odegłości od powierzchni da materiału nagrzewanego i nienagrzewanego przed obróbką aserową. P=1,03 kw; <1'>=2 mm; V=26,6 mm/s. Podczas zastosowania tych warunków nie obserwujemy skoków twardości na granicy SP i SWC, jak miało to miejsce przy P = 1,03 czy 1,55 kw, a łagodny spadek do twardości materiału rodzimego

8 272 (około 400 J.HV 65 ). Zatem zwiększenie mocy asera prowadzi do wzrostu twardości przy powierzchni w próbkach nagrzewanych (Rys. 6) ) CD > :L :s : P=,03 kw o o o o odegłość od powierzchni (mm) Rys. 6. Rozkład mikrotwardości w funkcji odegłości od powierzchni da materiału nagrzewanego przed obróbką aserową. <1>=2 mm; V=26,6 rnrns. Rozkład mikrotwardości w takich próbkach przebiega podobnie do rozkładu w próbkach nie nagrzanych z tym, że nagrzewanie przed przetopieniem aserowym eiminuje pęknięcia obserwowane w materiae nie nagrzewanym. Występujące na wykresach mikrotwardości nagłe "skoki" twardo śc i wynikają z istnienia w mikrostrukturze badanej stai dużych węgików o twardości sięgającej 1800 J.HV 65. Odciski trafiające na te węgiki ub w ich najbiższe obszary powodują zawyżenie wyników pomiaru. Wartości mikrotwardości uzyskane tuż przy powierzchni są nieco zaniżone w wyniku łatwiejszego odkształcania się materiału. W ceu zbadania wpływu przetapiania aserowego na odporność na zużycie ścierne stai SWV9 przeprowadzono test odporności na suche ścieranie. Czas trwania próby okreśony jest drogą tarcia. Miarą odporności materiału na zużycie jest ubytek masy próbki po 2000 i 4000 metrów drogi tarcia. Próbę odporności na ścieranie przeprowadzono na specjanie do tego ceu zbudowanym urządzeniu, które zapewnia uzyskanie wymaganego rodzaju i warunków tarcia między próbką a tarczą, gdzie zastosowano węzeł tarcia typu powierzchnia płaska z powierzchnią wypukłą.

9 273 Otrzymane wyniki (Rys.7) pozwaają stwierdzić, że aserowa obróbka stai SWV9 zwiększa jej odporność na ścieranie. Da V = 8 mm/s i P =,55 kw uzyskuje się najmniejszy ubytek masy podczas suchego ścierania. Inne kombinacje tych dwóch parametrów dają równie dobrą odporność na ścieranie, epszą niż po hartowaniu konwencjonanym. V= 8 (mm/s)+ osnowa '@)._.. E 5» "' <' 4 E... 3».c :s 2 ~ ~ moc (kw) 2.41 osnowa droga (m) Rys. 7. Wykres przedstawiający odporność na ścieranie stai SWV9. WNIOSKI. Laserowe przetapianie pozwaa uzyskać warstwy wierzchnie o wysokiej twardo ś ci ae charakteryzujące się siatką pęknięć w strefie przetopionej. 2. Da wyeiminowania pęknięć materiał naeży wstępnie podgrzać do temperatury przekraczającej 500 C. 3. Wskazanym jest utrzymywanie stałej temperatury wstępnego podgrzania podczas trwania procesu. 4. Badania rentgenowskie wykazują, że część węgików wanadu uegła rozpuszczeniu, a w strukturze stai po przetapianiu aserowym oprócz węgików typu VC występuje martenzyt i austenit szczątkowy. 5. Laserowe przetapianie stai SWV9 zwiększa jej odporność na suche ś cieranie w stosunku do odporności materiału zarówno w stanie hartowanym objętościowo jak i anym.

10 274 LITERATURA. K. Przybyłowicz, M. Konieczny, W. Depczyński: Modyfikacje struktury stai drogą przetapiania Jaserowego warstw wierzchnich i azotowanych, XXVI Szkoła Inżynierii Materiałowej, Kraków- Zakopane, 998, s S. Kąc, J. Kusiński : Struktura i własności Jaserowo przetapianej stai SW I 8 w stanie anym,, XXVI Szkoła Inżynierii Materiałowej, Kraków - Zakopane, 1998, s B. Major: Mikrostruktura i właściwości stopów metai nieżeaznych po modyfikacji aserowej, materiały konferencyjne V Sympozjum Techniki Laserowej, Szczecin-Świnoujście, I 996, s. I 5 I. 4. A. Byica: Wpływ promieniowania Jaserowego na strukturę i własności stai szybkotnącej SW7M, V Sympozjum Techniki Laserowej, Szczecin Świnoujście, 1996, s S. Hnat: Wpływ warunków aserowego przetapiania oraz obróbki ciepnej na strukturę i własności stai narzędziowej z podwyższonym wanadem, Praca magisterska, AGH, Kraków, Przybyłowicz J.: "Struktura i własności ekspoatacyjne aserowo natapianych powłok ze stopów kobatu", praca doktorska, AGH, Kraków, 1999.