27/33 ZMIANA WŁASNOŚCI I STRUKTURY STALI SW18 W STANIE LANYM W WYNIKU LASEROWEGO PRZETOPIENIA. t. WPROWADZENIE W licznych pracach wykazano, że

Transkrypt

1 27/33 Slidilicatin fmetals and Allys, N.27, 1996 Krzepnięcie Metali i Stpów, Nr PAN- Oddział Katwice PL ISSN ZMIANA WŁASNOŚCI I STRUKTURY STALI SW18 W STANIE LANYM W WYNIKU LASEROWEGO PRZETOPIENIA KUSIŃSKI Jan, ŁUKA WSKI G, TWARDOWSKA Agnieszka Wydział Metalurgii i Inżynierii Materiałwej, Akademia Górnicz-Hutnicza Al.Mickiewicza 30, Kraków PRZYBYLOWICZ Karl Wydział Mechaniczny, Plitechnika Świętkrzyska Al.IOOO-Iecia P.P. 7, Kielce Badan wpływ parametrów bróbki laserwej (mcy lasera, średnicy wiązki i szybkści nagrzewania) na zmiany mikrstruktury, składu chemiczneg i fazweg raz twardść stali szybktnącej ŚW. wyjściwej strukturze w stanie lanym. Próbki przetapian laserem C0 2 pracy ciągłej i nminalnej mcy 2,5 kw. Wykazan, że przetpina warstwa wierzchnia stali składa się z dwóch wyraźnie zaznacznych stref materiału przekrystalizwaneg raz wpływu ciepła. Szybkie krzepnięcie i następujące p nim intensywne chłdzenie materiału sprzyjał twrzeniu, w strefie przetpinej, drbndyspersyjnej struktury stanwiącej mieszaninę pierwtnych węglików M 6 C, ferrytu, rnartenzytu i austenitu szczątkweg. W mikrstrukturze strefy wpływu ciepła bserwwan: w snwie drbneg martenzytu i austenitu szczątkweg nie rzpuszczne cząstki węglików ledeburytycznych. Stwierdzn, że przetpienie laserwe pwierzchni stali w stanie lanym pzwala trzymać warstwę wierzchnią charakteryzującą się dużą jednrdnścią chemiczną i rzdrbniną strukturą krystaliczną. Warstwa wierzchnia charakteryzuje się również wyską twardścią (k ~ - t. WPROWADZENIE W licznych pracach wykazan, że laserwe przetaptarue pwierzchniwych warstw materiałów raz następujące p nim szybkie krzepnięcie i przemiany w stanie stałym dzięki dprwadzaniu ciepła d nie nagrzaneg rdzenia materiału (z szybkściami dchdzącymi d l 0 6 "C/s, prwadzące d zahartwania materiału) mże być zastswane d trzymywania metastabilnej, jednrdnej warstwy wierzchniej (WW) [l,2]. Zatem,)aserwe frmwanie" WW stali szybktnących wyjściwej strukturze w stanie lanym jest metdą bróbki pwierzchniwej, która pzwala na siągnięcie wyskiej twardści i ciągliwści raz dprnści na ścieranie. Istnieje więc mżliwść dlewania ze stali szybktnących skmplikwanych narzędzi skrawających, których kszty wytwarzania drgą bróbki mechanicznej są bardz wyskie a sam prces jest czaschłnny, a następnie laserweg przetapiania wybranych bszarów dla trzymania znaczneg rzdrbnienia struktury [2-4]. Pmim, że stale szybktnące są d dawna brabiane za pmcą wiązki laserwej i mżna w literaturze znaleźć prace wskazujące na wyraźny wzrst dprnści na ścieranie [2], t niewiele jest prac pświęcnych kmplekswym badanim mikrstruktury [4, 5], które pzwliłyby na jednznaczne wyj aśnienie zmian strukturalnych zachdzących w WW tych stali w czasie szybkieg krzepnięcia. Celem badań był kreślenie wpływu parametrów bróbki laserwej (mcy lasera, średnicy wiązki lasera i szybkści skanwania wiązki) na strukturę i własnści stali narzędziwej stpwej szybktnącej SW18 wyjściwej strukturze w stanie lanym. Dla wyjaśnienia tych zależnści zastswan wiele wzajemnie uzupełniających się metd badania mikrstruktury (mikrskpię ptyczną, elektrnwą skaningwą, badania rentgengraficzne) i pmiary mikrtwardści.

2 MA TERlAL l METODYKA BADAŃ Przedmitem badań była stal SW18 w stanie lanym dstarczna w frmie płaskwnika wymiarach 12 x 40 x 200 mm. Laserwą bróbkę cieplną (LOC) przeprwadzn w Instytucie Pdstawwych Prblemów Techniki PAN w Warszawie. Stswan laser mlekularny C02 typu VFA 2500 firmy Phtn Surces, pracy ciągłej i maksymalnej mcy lasera 2,5 kw. Pdczas bróbki laserwej zastswan następujące parametry: mc lasera- P = 1,03 kw; 1,55 kw; 2 kw; 2,41 kw, średnica wiązki- i/j = 1,2 mm; 2 mm; 3 mm, szybkść skanawania - v = 8 mm/s; 13,3 mm/s; 26,6 mm/s. W pracy zastswan różne kmbinacje parametrów bróbki laserwej. Obróbkę prwadzn w słnie argnu pd ciśnieniem O, S bar. Próbki p bróbce laserwej pcięt pprzecznie i wzdłużnie d kierunku nagrzewania (przetapiania) na małe wycinki przeznaczne d wyknania zgładów metalgraficznych. Zgłady wyknan w trzech płaszczyznach : w płaszczyźnie nagrzewanej pwierzchni, w płaszczyźnie prstpadłej d pwierzchni i d kierunku nagrzewania raz w płaszczyźnie prstpadłej d pwierzchni i równległej d kierunku nagrzewania. W tym celu mcwan je w uchwytach (klemach) zabezpieczając uprzedni epidianem przed wilgcią. Następnie szlifwan na papierach ściernych różnej gradacji i plerwan mechanicznie na paście diamentwej. Mikrstruktury ujawnin trawiąc zgłady metalgraficzne w 6% Nitalu raz elektrlitycznie w l 0% wdnym rztwrze Cr0 3. W celu kreślenia zmian struktury i składu chemiczneg warstwy wierzchniej (WW) stali przeprwadzn badania za pmcą mikrskpów ptycznych (Epityp 2 i Nepht 2), mikrskpu elektrnweg skaningweg (Philips), mikrsndy elektrnwej (CAMECA MS 46) raz dyfraktmetru rentgenwskieg (HZG4 Firmy Zeiss) Ddatkw dla kreślenia wpływu LOC na zmiany twardści WW przeprwadzn pmiary mikrtwardści stsując mikrtwardścimierz Hanemanna. 3. WYNIKI BADAŃ l ICH DYSKUSJA. Strukturę badan na wytrawianych zgładach metalgraficznych w trzech wzajemnie prstpadłych przekrjach: w płaszczyźnie nagrzewanej (przetapianej) pwierzchni, w płaszczyźnie prstpadłej d pwierzchni i d kierunku nagrzewania (przetapiania) raz w płaszczyżnie pr stpadłej d pwierzchni i równległej d kierunku nagrzewania (przetapiania). W każdym z tych przekrjów układ kryształów jest zgdny z kierunkiem dprwadzania ciepła i z kierunkiem bróbki. Wielkść kryształów zależała d wielkści strefy przetpinej (SP). Wraz ze wzrstem wymiarów SP malała szybkść krystalizacji, c związane był z wielkścią gradientu temperatury; największym na granicy ze strefą wpływu ciepła (SWC), najmniejszym w centralnych bszarach SP i przy pwierzchni. Odzwierciedleniem różnic wielkści gradientu temperatury i jeg kierunku była struktura krystaliczna WW. Układ kryształów był zgdny z gradientem temperatury, tzn. główne sie kryształów klumnwych i dendrytycznych były wypadkwą kierunku uprzywilejwaneg wzrstu kryształów (w stpach żelaza <001>) i kierunku dprwadzenia ciepła. W pracy pkazan jedynie brazy mikrstruktury w płaszczyźnie prstpadłej d pwierzchni i d kierunku nagrzewania. Na Rys. l pkazan zmiany struktury warstwy wierzchniej stali SW1 8 w zależnśc i d parametrów bróbki laserwej, tzn. mcy lasera, średnicy wiązki prmieniwania raz szybkści skanwania. Przy średnicy wiązki prmieniwania cjl = 1,2 mm gęstść mcy prmieniwania zmieniała się w zakresie d 0,911 x l Ol [ W/cm 2 ] d 2,132 x l Ol [ W/cm 2 ], c w becn ści nadmuchu argnem sprzyjał twrzeniu się plazmy. Uzyskiwana w wyniku teg temperatura była bardz wyska i znacznie przekraczała temperaturę tpnienia stali. Miał t zdecydwany wpływ na kształt frmwanej warstwy wierzchniej, która charakt eryzwała się relatywnie wąską strefą wpływu c iepła

3 241 Rys. l. Obrazy mi.krri.\"jt"wrrur WW trzymanych w wyniku przetapiania laserweko przy stałych wart!;ciach P = 2 kw i V - 26,6 mm/s raz różnej.średnicy wiązki prmieniwania: a) rp - 3mm, b),p - 2 mm i c) rp ~ 1.2mm. relatywnie wąską strefą wpływu ciepła (warstwy materiału nagrzanej d zakresu temperatur pmiędzy A 1 1 slidus) zwłaszcza w dlnych, centralnych jej bszarach (Rys. l a). Strefa przetpina dzieli się na dwa, wyraźnie ddzielne bszary: dlny - wąski, charakteryzujący się silnie rzdrbniną strukturą krystaliczną i bardz wąską strefą wpływu ciepła (SWC). Zwiększenie średnicy wiązki d <!> = 2 mm i <!> = 3 mm pwdwał, że malała gęstść mcy a wraz z nią wyraźnie malała grubść WW, zwiększała się natmiast ich szerkść (Rys. la i lb). W przypadku stswania bróbki wiązką ś rednicy 4> = 3 mm i mcy lasera P = 1,03 kw uzyskiwan tylk nieznaczne nadtpienie cienkiej warstewki pwierzchniwej. Pdbny był wpływ średnicy wiązki 4> = 2 mm i 4> = 3 mm raz mcy lasera (przy stałej, mniejszej, szybkści skanwania, u = 8 mm/s) na wielkść zmian strukturalnych. Dla średnicy wiązki 4> = 3 mm bserwwan pnad dwa razy większą szerkść WW przy niec mniejszej jej grubści, d WW nagrzanej przy średnicy wiązki 4> = 2 mm. Na Rys. 2 przedstawin pwiększne brazy mikrstruktury warstwy wierzchniej (WW) dla wybranych warunków bróbki laserwej. Dkładna anali za mikrstruktury SP wskazuje, że zależy na w dużej mierze d miejsca analizy, a ściślej d s zybkści i kierunku dprwadzenia ciepła z daneg bszaru (czyli d szybkści krzepnięcia). W bszarach centralnych SP, gdzie dprwadzanie ciepła następwał we wszystkich kierunkach, wy s tępują równsiwe dendryty pierwtneg austenitu (martenzytu i austenitu szczątkweg) z widczną siatką węglików ~C wydzielnych w granicach dendrytów, w wyniku segregacji C i pierwiastków węglikatwórczych w czasie krystalizacji (Rys. 2a, b). W przypadku krzepnięcia stali przetapianej przy zastswaniu dużej mcy lasera i najmniejszej szybkści skanwania (SP dużych wymiarach), kiedy chłdzenie ciekłeg metalu był wlniejsze niż przy pzstałych wariantach bróbki, bserwwan we wnętrzu kmórek (Rys. 2c, d) ferryt i5 tczny węglikami M 6 C,

4 242 Rys. 2. Pwiększne brazy ptyczne (a, c) i siamingwe (b, d) mikrstntktury WW trzymanych przy różnych parametrach prcesu: (a, c.:)- P ~ 1,03 kw v - 13 mm/s, ifi = 2 mm, (b, d)- P - 2,41 kw, v = 8 mm,ć~, ifi 3 mm. a następnie austenit (przemieniny dyfuzyjnie lub bezdyfuzyjnie) tczny wydzieleniami węglików M 6 C i MC w przestrzeniach międzydendrytycznych. Występwanie w/w faz ptwierdziły badania rentgengraficzne. Pełna interpretacja struktury wymaga jednak przeprwadzenia ddatkwych badań za pmcą transmisyjneg mikrskpu elektrnweg. Opisany wyżej przebieg krystalizacji jest prawdpdbny i był również bserwwany przez autrów wcześniejszych prac [3-7)

5 243 Udział grubych węglików pierwtnych w SP zmniejszał się wraz ze zmniejszaniem się jej wymiarów (zależnych d warunków laserweg przetapiania). Był n również mniejszy w bszarach przylegających d nie przetpinej snwy. W pbliżu granicy z snwą, czyli w bszarach, gdzie m ateriał siągnął stan "półciekły" (materiał zstał nagrzany d zakresu temperatur likwidus i slidus) rientacja pierwtnych, kryształów austenitu jest związana nie tylk z kierunkiem dprwadzenia ciepła ale również wynika z rientacji ziarn nie przetpinej snwy, na których wzrastają. Klejne kryształy wzrastają w kierunkach zgdnych z kierunkiem dprwadzenia ciepła. Obserwuje się w tych bszarach wielkrtne "załamywanie się" frntu wzrstu kryształów. Dla próbek nagrzanych (przetpinych) przy tych warunkach bróbki laserwej bserwwan szerkie swe, z częściw rzpuszcznymi węglikami pierwtnymi (ledeburytycznymi) dkładnie widcznymi przy pwiększnych brazach mikrstruktury WW (patrz Rys. 2a). Przeprwadzne badania wykazały, że efekt bróbki laserwej zależy również bardz silnie d szybkści skanwania (przy pzstałych parametrach stałych). Wraz ze wzrstem szybkści skanwania skróceniu uległ czas t ddziaływania prmieniwania laserweg na materiał dpwiedni d 0,3 7s d O, II s, c miał decydujący wpływ na ilść zaabsrbwanej energii, a w efekcie na zasięg zmian strukturalnych. Zwiększenie szybkści skanwania pwdwał wyraźne zmniejszenie wymiarów WW. Na Rys. 3 pkazan wykresy zmian, grubści i szerkści WW. Z analizy danych wynika, że największą grubść WW uzyskan przy parametrach bróbki laserwej 4> = 1,2 mm i u= 26,6 mm/s (czyli przy najmniejszej średnicy i największej szybkści skanwania). Ze wzrstem mcy lasera d P = 1,03 kw d P = 2,41 kw, wzrastała grubść WW d 1227 Jlm d kł 2000 Jlm. Największą szerkść WW uzyskan przy parametrach bróbki laserwej 4> = 3 mm i u = 8 mm/s (Rys. Ja, czyli dużej średnicy wiązki i małej szybkści skanwania). Ze wzrstem mcy lasera bserwwan wzrst szerkści WW d 3120 Jlm d kł 3800 Jlm. Natmiast ze wzrstem szybkści skanwania grubść WW malała. Prlbnie był z szerkścią, jednak zmiany były mniej wyraźne (Rys. 3b). Największe wartści stsunku h l d uzyskan dla parametrów bróbki 4> = 1,2 mm i u = 26,6 mm/s. Ze wzrstem mcy lasera d P = 2 kw, bserwwan wzrst wartści h l d. Dla stałej prędkści skanwania u= 26,6 mm/s i różnych mcy lasera, wartści stsunku h l d WW_"< były największe dla małej średnicy wiązki 4> = l,2 mm i wraz ze wzrstem średnicy malały. Wan6ści te zmieniały się w granicach: d 1,38 d l, lo dla 4> = 1,2 mm; d O, l d 0,23 dla 4> = 2 mm i d 0,04 d O, l dla 4> = 3 mm. Wpływ szybkści skanwania na wartść stsunku h l d przy stałej średnicy wiązki, dla różnych mcy lasera był niewielki. Wyniki pmiarów mikrtwardści dla typwej warstwy wierzchniej (WW) przedstawin na RysA. Przeprwadzne badania wykazały, że wartści mikrtwardści zmieniają się w pszczególnych strefach WW, d maksymalnych - w strefie przetpinej (SP) d minimalnych - w snwie. Olbrzymi wpływ na rzkład mikrtwardści miały warunki nagrzewania wiązką lasera tzn. mc lasera, średnica wiązki lasera i szybkść skanwania. Wraz ze wzrstem mcy lasera bserwwan wzrst mikrtwardści WW. Największe wartści mikrtwardści (k J.illV65) trzyman w próbkach brabianych przy zastswaniu dużej mcy lasera (P = 2 + 2,41 kw), dużej średnicy wiązki(<!>= 3 mm) i małej szybkści skanwania (u = 8 mm/s). Rzkład mikrtwardści w SP, przy większych mcach lasera był równmierny i wartści w całej strefie były pdbne w granicach d 1000 J.!HV65 d pnad 1100 J.!HV65. Przy przejś c iu ze SP d SWe bserwwan nieznaczny spadek mikrtwardści d k ~-thv65 i dpier w pewnej dległści d warstwy snwa siągnęła wartść wyjściwą rzędu 300 ~-thv65. Przy mniejszych mcach lasera twardść SP, SWe i snwy (przy WW) była niższa, dpwiedni rzędu 1000 ~-thv65, ~-thv65. Wraz ze wzrstem szybkści skanwania bserwwan stpniwy spadek wartści mikrtwardści. Wzrst twardściwwwraz ze wzrstem zastswanej mcy lasera (P = 2 + 2,41 kw) i zmniejszeniu szybkści skanwania (u = 8 mm/s) mżna prawdpdbnie tłumaczyć tym, że przy tych parametrach bróbki laserwej trzyman większe wymiary strefy przetpinej i równcześnie następwał rzpuszczenie większej ilści węglików ledeburytycznych, a tym samym

6 244 a) E :J ~ U 800 U) :l ' 200 Ōl 0,5 1, w-~=1,2mm~v=26,smm/s 1 -- ~=2mm, V=8mm/s 1 -+-~=2mm.V=13, 3mni/ s \ -<r-~=2mm, V=26,6mm/s J :...- $=3mm.V=8mm/s --4>=3mm.V=26,6mm/s b) mc lasera [kw] E ~ U U) 2000 i500.:.:: QJ 500 N Ul 0,5 1.5 mc lasera [kw] 2 2, , ṙ..._ 4>=1,2mm. V::26,6mm/s ; -a---- <l>=2mm.v=ó,nm/s ~ -+-$=2mm,V=13,3mm/s \~$=2mm, V=26, 6mm/s i >=3mm, V=8mm/s ~-m,v=26,6mm/s Rys. 3. Zmiany grbści (a) i szerkści (b) WWwzależnści d mcy lasera dla różnych V i,p 1200 '(,) 1000 ~ "C O= 2 mm, V =8m1/s -- -~. P=1,03 kw,-- P=155kW I-- P=2,kW l i P=2,41 kw L l._ lt) II:ICD,!> 600 :I: ~ e dleg ł ść d pwierzchni [I.Jm] Rys. 4. Wykresy zmian mikrtwardści w funkcji dległ.śc i d nagrzewanej pwierzchni dla różnych wartśc i mcy lasera i zmiennych,p i V

7 245 silne nasycenie ciekłeg metalu węglem i pierwiastkami węgliktwórczymi. Przy małych mcach lasera (P = 1,03 + 1,55 kw) i dużych szybkściach skanwania (u= 26,6 mm/s) następwał tylk c zęściwe nadtapianie węglików ledeburytycznych w strefie przetpinej, stąd też nasycenie ciekłeg metalu węglem i pierwiastkami stpwymi był mniejsze i w efekcie mniejsza była twardść WW. Wyniki badań za pmcą mikrsndy elektrnwej przedstawin w pstaci wykresów pierwiastków w WW (Rys. 5). Badan zmiany kncentracji Fe, V, Cr i W, dla próbek nagrzanych przy różnych parametrach bróbki laserwej. Analizę prwadzn wzdłuż ścieżek prstpadłych i - ~ - -~ - ~: - ~--~ - -~- -! _ : ;..; r : -r-.., Cr W : ' i : :.:.. ' - '_,7. - i : ;. - ~ dległś ć d pwierzchni [~tm) \ - -"~ ~ - O-Cr. W -' -~ - -~~ 2000 Rys. 5. Wykre.\y liniweg rzmieszczenie pierwiastków (Fe, V. Cr i W) w WW trzymanej w wyniku laserweg przetapiania z zastswaniem: P - 2 kw, t/j = 1,2 mm i V - 26,6 mmi:, (analizę prwadzn wzdłuż linii prstpadlej d nagrzewanej pwierzchni}

8 246 równległych d pwierzchni próbek. Na pdstawie przeprwadznej analizy stwierdzn, że we wszystkich badanych próbkach wystąpił znaczne, w prównaniu z snwą, ujednrdnienie strefy przetpinej (SP). Przy przejściu d strefy wpływu ciepła (SWC) i następnie snwy, bserwwan gwałtwny wzrst niejednrdnści chemicznej struktury. 5. PODSUMOWANlE Analiza wyników przeprwadznych badań pzwala stwierdzić, że : wymiary, kształt i struktura WW zmieniają się w zależnści d zastswanej kmbinacji parametrów bróbki laserwej: nqjwiększy jest wpływ mcy lasera i średnicy wiązki a mniejszy szybkści skanwania, w wyniku przetapiania laserweg pwierzchni stali SW/8, stn1kturze wyjściwej w stanie lanym, trzyman warstwę wierzchnią charakteryzującą się silnie rzdrbniną strukturą krysialicznet dużąjednrdnjcią chemiczną i wyską twardścią., struktura warstwy wierzchniej, głównie strefy przetpinej, zależy d szybkści krzepnięcia (chłdzenia) p bróbce laserwej, ta z klei zależy d wielkści bszaru przetpineg [mcxy prmieniwania laserweg (gęstści mcy)] raz czasu ddziaływania wiązki na material (który mżna regulwać szybk5"cią skanwania wiązki), stpień rzdrbnienia struktury raz uzyskane wartści mikrtward.ści WW (kł 1100 p}iv65, w strefie przetpinej}, pzwalają przewidzieć jej dbrą dpmśc_: na ścieranie raz wyską trwał.ść eksplatacyjną a tym samym ptwierdzają mżliwść zastswania pwierzchniwej bróbki laserwej dla narzędzi wyknanych ze stali szybktnących w stanie lanym. PODZIĘKOWANIA Wyniki prezentwane w publikacji uzyskan w ramach badań statutwych (umwa nr ) prwadznych w AGH. Autrzy dziękują pracwnikm IPPT w Warszawie: Dktrm Z.Musze i W.Kalicie raz Mgr inż. J.Hffinanwi za przeprwadzenie bróbki laserwej próbek. Szczególnie dziękujemy Dr inż. I. Sulidze za przeprwadzenie badań rentgengraficznych. LITERATURA l. Burakwski T., Wierzchń T.: Inżynieria pwierzchni metali, Wydawnictwa Naukw - Techniczne, Warszawa, Kusiński J. : Zmiany struktury i własnści mechanicznych stali pd wpływem bróbki laserwej. Zeszyty naukwe AGH- Metalurgia i dlewnictw, zeszyt nr 132, Kraków, Strutt P.R., Nwtny H., Tuli M, Kear B.H.: Mat. Sc. Eng., Vl. 36, 1978, s Bylica A., Kszela W. : V Sympzjum Naukwe nt.,,przemiany Strukturalne w Stpach Odlewniczych", Rzeszów, 1993, s Bylica A.: VIII Krajwa Szkła Optelektrniki n.t. Laserwe technlgie bróbki materiałów, Gdańsk, 1994, s Kusiński J. : Applied Surface Science, , Dbrzański L.A., Hajduczek E., Nwsielski R., Marciniak J.: Metalznawstw i bróbka cieplna materiałów narzędziwych, WNT, Warszawa, 1990.