HARTOWANIE LASEROWE ŻELIWA

ARCHIWUM ODLEWNICTWA Rok 2001, Rocznik 1, Nr 1 (1/2) Archives of Foundry Year 2001, Volume 1, Book 1 (1/2) PAN - Katowice PL ISSN 1642-5308 HARTOWANIE LASEROWE ŻELIWA A. BYLICA 1, S. ADAMIAK 2 Instytut Techniki, Wyższa Szkoła Pedagogiczna 35-310 Rzeszów, ul. Rejtana 16a STRESZCZENIE W pracy przedstawiono zmiany struktury i właściwości żeliw po hartowaniu las e- rowym. W mikrostrukturze strefy przetopionej występowały kryształy kolumnowe i dendrytyczne o twardości 700-900 HV0,065 zawierające martenzyt, austenit (szczątkowy) oraz cementyt. W strefie przejściowej żeliwa szarego o strukturze martenzytycznej wokół nierozpuszczonego grafitu obserwowano zabielenie struktury. Mikrotwardość po hartowaniu laserowym wynosiła około 1000 HV0,065 i była o 20 40% większa niż po hartowaniu objętościowym. Odporność na zużycie ścierne była 3-4 razy większa niż próbek niehartowanych oraz o 15-20% większa od żeliw hartowanych objętościowo. Key words: cast iron, laser hardening, microhardness, grindability 1. WPŁYW HARTOWANIA LASEROWEGO NA STRUKTURĘ I WŁASNOŚCI ŻELIW Przy laserowym hartowaniu, w materiale wraz ze zmianą odległości od naświetlonej powierzchni obniża się maksymalna temperatura a tym samym ulega zmianie struktura materiału. W zależności od parametrów obróbki wyróżnia się w hartowanym żeliwie dwie lub trzy strefy [1]. 1. Warstwa materiału przetopionego i zahartowanego (występuje przy hartowaniu z przetopieniem powierzchni) ma budowę dendrytyczną z głównymi osiami dendrytów skierowanymi w kierunku odprowadzania ciepła. Struktura składa się z martenzytu i austenitu szczątkowego; grafit zwykle ulega cał-kowitemu rozpuszczeniu. Przy optymalnych parametrach hartowania można uniknąć powstawania kraterów i żużlowych 1 Prof. zw. dr hab. inż. Andrzej Bylica, e-mail: bylica@univ.rzeszow.pl 2 Dr Stanisław Adamiak, e-mail: sadamiak@univ.rzeszow.pl 139

wtrąceń na powierzchni. 2. Warstwa zahartowana z fazy stałej ( Ac 1 < T <T t ). W zależności od głębokości i temperatury różny jest stopień ujednorodnienia austenitu, a tym samym struktura. Bezpośrednio pod warstwą przetopioną występuje martenzyt, austenit szczątkowy oraz grafit, dalej równocześnie z martenzytem może występować bainit oraz składniki struktury wyjściowej: perlit, ferryt, grafit. Dyspersja martenzytu w tej strefie jest 1,5-2,0 razy większa niż przy hartowaniu konwencjonalnym. Podczas hartowania bezprzetopieniowego powyższa strefa występuje jako pierwsza. 3. Warstwa przejściowa, w której metal nagrzewa się do temperatury ok. Ac 1. Jeżeli struktura przed obróbką laserową była martenzytyczna, to w wyniku laserowej obróbki w tej strefie powstają struktury odpuszczania-(martenzyt odpuszczony,węgliki, cementyt) - charakteryzujące się obniżoną twardością. Wpływ laserowej obróbki cieplnej na strukturę i właściwości żeliw jest tematem wielu prac badawczych [2 13]. Laserowe przetopienie żeliwa szarego prowadzi do rozpuszczenia grafitu w przetopie i zabielenia warstwy powierzchniowej. Po laserowym przetopieniu, podczas bardzo szybkiej krystalizacji, powstaje struktura ledeburytyczna, charakteryzująca się bardzo drobnymi dendrytami oraz komórkami austenitu w przestrzeniach mi ędzydendrytycznych, granice komórek stanowi faza węglikowa. Cechą charakterystyczną tego ledeburytu (znacznie odbiegającego od stanu równowagowego) jest duża zawartość cementytu, zapewniającego wysoką twardość do 800-1000 HV. Straus i Zadroga [3] hartując żeliwa szare z grafitem płatkowym laserem o pracy ciągłej zaobserwował w strefie przetopionej całkowite rozpuszczeniu grafitu i powstanie strukt u- ry dendrytycznej z przebiegiem głównych osi dendrytów zgodnie z kierunkiem odprowadzenia ciepła. Twardość struktury wynosiła 700-840HV0,05. W strukturze strefy nieprzetopionej żeliwa szarego z grafitem płatkowym Straus i Zadroga otrzymali martenzyt, austenit szczątkowy i nierozpuszczony grafit. W warstwie położonej bezpośrednio pod powierzchnią przetopioną (gdzie temperatura austenityzacji była wys oka) materiał wokół grafitu ulegał nadtopieniu oraz zachodziło dyfuzyjne wzbogacenie osnowy metalicznej w węgiel, w związku z tym wzrastała ilość austenitu szczątkowego i następowało obniżenie twardości materiału do 557-666HV0,05. W warstwach głębszych, gdzie austenityzacja przebiegała w niższych temperaturach, struktura składała się z drobnoiglastego martenzytu oraz mniejszej ilości austenitu szczątkowego. Mikrotwardość tej warstwy wynosiła od 989-1095HV0,05. Podobną strukturę w strefie przetopionej żeliwa szarego otrzymał Bogdanowicz [4] podczas hartowania laserowego tulei cylindrycznych do silnika 4C90. W wyniku samo - hartowania podczas chłodzenia otrzymano strukturę martenzytyczną ze znaczną ilością austenitu (przekraczającą nawet 50%) co było przyczyną obniżenia mikrotwardości strefy przetopionej o 200HV0,1 w stosunku do strefy nieprzetopionej.podczas hartowania bez przetopienia w wierzchniej warstwie materiału obserwowano lokalne zabielenie żeliwa w sąsiedztwie zachowanych płatków grafitu. Autor pracy [4] tłumaczy to występowaniem na granicy austenitu i grafitu procesu miejscowego nadtapiania i krystalizacji podczas 140

ARCHIWUM ODLEWNICTWA chłodzenia struktury żeliwa białego. Według Andrijahina i wsp. [5] struktura, przemiany fazowe, stopień rozpuszczenia grafitu i umocnienie żeliwa zależą od struktury wyjściowej oraz parametrów obróbki. Podczas hartowania żeliwa szarego SCZ24-44 z grafitem płatkowym oraz WCZ60-2 z grafitem sferoidalnym laserem CO 2 o pracy ciągłej (moc-5kw, prędkość przesuwu wiązki laserowej- 0,5 m/min), zaobserwowano całkowite rozpuszczanie się grafitu płatkowego w żeliwie SCZ24-44, natomiast w żeliwie WCZ60-2 część grafitu pozostawała nierozpuszczona. Autorzy tłumaczą to mniejszą szybkością rozpuszczania się grafitu sferoidalnego w stosunku do grafitu płatkowego. Również obniżenie mocy promieniowania laserowego oraz wzrost szybkości przesuwu wiązki względem mate-riału wpływało na zmniejszenie rozpuszczania się grafitu w osnowie żeliwa szarego. Badania żeliw szarych obrobionych laserem YAG:Nd o pracy impulsowej przeprowadzone przez Prochorenkę i wsp. [6] wykazały nieprzydatność hartowania żeliw szarych z grafitem płatkowym laserem impulsowym. Z powodu krótkotrwałego oddziaływania impulsu laserowego grafit płatkowy nie zdążył się całkowicie rozpuścić w strefie przetopionej. Pozostałe nieprzetopione płatki grafitu działając jak karb w kruchej osnowie metalicznej powodują powstanie pęknięć oraz naderwań w warstwie powierzchniowej wyrobu a nawet jej kruszenie. Powyższe negatywne zjawiska nie występowały podczas hartowania z przetopieniem żeliw sferoidalnych. Autorzy pracy tłumaczą to większą odpornością grafitu płatkowego na rozpuszczanie w porównaniu z grafitem sferoidalnym, który rozpuszcza się w kąpieli metalicznej prawie całkowicie, a jeżeli nawet pozostanie nieprzetopiony, to po krystalizacji w warstwie przypo-wierzchniowej nie sprzyja tworzeniu dookoła siebie pęknięć i zniek ształceń. Prochorenko i wsp.[6] hartując laserowo żeliwo sferoidalne otrzymał strukturę w postaci drobnodyspersyjnej mieszaniny austenitu i cementytu o budowie dendrytycznej słupkowej lub komórkowej oraz niewielką ilość kryształów martenzytu płytk o- wego. Tak znaczną stabilizację austenitu w warunkach przetopienia laserowego żeliw tłumaczy przesyceniem go węglem z rozpuszczonego grafitu, dużą ilością defektów bu - dowy krystalicznej oraz wpływem pierwiastków stopowych. Duża zawartość cementytu oraz wzbogacony w węgiel austenit powodują znaczny wzrost twardości w strefie przetopionej żeliwa do wartości 600-650 HV. Zawartość austenitu szczątkowego w strukturze strefy przetopionej wynosi do 40-60%, a jego nasycenie węglem do ok. 1,5% [6]. Ostateczna twardość żeliwa szarego po hartowaniu laserowym zależy przede wszystkim od stosunku zawartości cementytu i austenitu, na który ma wpływ skład chemiczny i parametry obróbki laserowej oraz związany z nimi stopień rozpuszczenia grafitu. Kusiński [7] wyróżnia, po laserowym hartowaniu z przetopieniem żeliwa sferoidalnego o osnowie ferrytycznej i ferrytyczno-perlitycznej, pomiędzy strefą przetopioną i wpływu ciepła, dodatkową strefę - niepełnego przetopienia. W powyższej strefie na granicy mię-dzyfazowej grafit/ferryt, gdzie lokalny skład chemiczny odpowiada zawartościom węgla, przy których ma miejsce przemiana eutektyczna, następuje nadtopienie materiału, 141

rozpuszczenie grafitu w cieczy, a po zakończeniu nagrzewania gwałtowna krystalizacja. Z uwagi na krótki czas procesu, całkowitemu rozpuszczeniu podlegają tylko małe cząstki grafitu. Wokół dużych wydzieleń grafitu tworzyła się struktura złożona z pierwotnych kryształów austenitu na tle eutektyki. Wokół tego obszaru występuje otoczka materiału wzbogaconego w węgiel, wskutek jego intensywnej dyfuzji z roztworu ciekłego do otaczającego go austenitu. Podczas chłodzenia ulega ona zahartowaniu i powstaje martenzyt. Ferryt położony w większych odległościach od cząstek grafitu przemienia się w martenzyt niskowęglowy oraz ferryt Widmanstättena. Z powodu znacznego zróżnicowania składu strukturalnego mikrotwardość strefy niepełnego przetopienia charakteryzuje się dużym rozrzutem wyników. Występują tutaj składniki bardzo twarde ledeburyt i martenzyt, jak i miękkie ferryt, czy bardzo miękkie - grafit. Występująca w żeliwach lokalna niejednorodność w składzie chemicznym, przede wszystkim zawartość węgla, ma wpływ na istotne różnice w temperaturze topnienia tych obszarów. Przyczynia się to do lokalnego rozszerzania (w obszarach o większej zawartości węgla) strefy przetopionej w głąb strefy wpływu ciepła i powstania nieró w- nej, falistej granicy pomiędzy tymi strefami. Straus, Szylar i Gołębiowski [8] ujawnili w strefie wpływu ciepła, wokół płatków grafitu, białe otoczki składające się z cementytu i austenitu. Zmiany strukturalne zachodzące w żeliwach podczas obróbki laserowej prowadzą do znacznych zmian własności mechanicznych. O dużym wzroście twardości (5-7 krotnym), powyżej twardości materiału wyjściowego; informują prace Lebczienki i wsp.[9] oraz Anficierowa i wsp. [10]. Polewoj i wsp. [11] wzrost twardości o 15-20% po hartowaniu laserowym w stosunku do hartowania objętościowego tłumaczą wzrostem dyspersji martenzytu. Zielecki i wsp. [12] badając żeliwo Zs50007 obrobione wiązką laserową stwierdzili zmniejszenie zużycia ściernego o 17-28%. Obróbka tego samego żeliwa wiązką elektronową spowodowała zmniejszenie zużycia ściernego o 40-60%. Prochorenko i wsp. [6] badając żeliwa po hartowaniu laserowym z przetopieniem i bez przetopienia, stwierdzili zmniejszenie intensywności ścierania się żeliw w stosunku do stanu wyjściowego (po wyżarzaniu). Przy czym, w początkowym etapie ścierania, żeliwo hartowane bez przetopienia wykazywało większą odporność na ścieranie niż po hartowaniu z przetopieniem. Straus i wsp. [13] badając próbki żeliwne poddane różnym wariantom obróbki cieplnej objętościowej, laserowej oraz cieplno-chemicznej zaobserwowali najmniejsze zużycie ścierne po hartowaniu laserowym. Kusiński [7] wykazał, że w wyniku laserowego przetopienia żeliwa sferoidalnego twardość warstwy wierzchniej wzrosła trzykrotnie a odporności na ścieranie pięciokrotnie. Bogdanowicz [4] hartując laserowo żeliwne tuleje cylindrów do samochodu Fiat 126p, uzyskał znaczny wzrost ich trwałości na zużycie ścierne. W porównaniu z tuleją bez obróbki laserowej zużycie tulei hartowanej laserowo zmniejszyło się ponad dwukrotnie a 142

ARCHIWUM ODLEWNICTWA pierścieni z nią współpracujących było o 55% mniejsze niż pierścieni współpra-cujących z tuleją nieobrobioną laserowo. Ze względu na wysoki koszt, badania silnika realizowane były bez użycia benzyny - do napędu silnika spalinowego, poprzez prze-kładnię pasową, użyto silnika elektrycznego. Dlatego autor podkreśla, że rzeczywista temperatura pracy silnika, występująca podczas spalania mieszanki, może zmienić wielkość i charakter zużycia skojarzonych elementów ciernych. Wzrost twardości i poprawa własności wytrzymałościowych oraz tribologic z- nych po obróbce laserowej możliwa jest w wyniku tworzenia się struktur odmiennych od równowagowych, a przede wszystkim: - znacznie przesyconych roztworów stałych, - powstania faz metastabilnych, - powstania struktur dendrytycznych drobnoziarnistych czy nawet amorficznych. Należy jednak pamiętać, że publikowane w literaturze wyniki badań nie zawsze uwzględniają stopień pokrycia powierzchni wiązką laserową a najczęściej dotyczą tylko miejsc poddanych działaniu lasera. 2. BADANIA WŁASNE 2.1. Badania struktury Laserowa obróbka cieplna stopów żelaza z węglem na skutek o kilka rzędów wię k- szych szybkości nagrzewania i chłodzenia materiału w porównaniu z obróbką objętościową charakteryzuje się maksymalnym skróceniem czasu zachodzenia pro-cesów cieplnych, przemian strukturalnych, dyfuzji węgla czy pierwiastków stopowych. W warstwie wierzchniej powstają silnie przesycone, drobnokrystaliczne struktury oraz duże naprężenia ściskające. Wysoka temperatura powstająca w powierzchniowej wa r- stwie podczas oddziaływania fotonów o dużej energii z wolnymi elektronami i siecią krystaliczną materiału powoduje przetopienie na głębokość uzależnioną od: parametrów wiązki laserowej, współczynnika absorpcji, temperatury topnienia stopu czy też jego struktury [14-16]. W strefie przetopionej żeliwa białego o zawartości 2,57% C w wyniku znacznie większych szybkości dyfuzji węgla w stanie ciekłym (o ok. dwa rzędy) niż w stanie stałym oraz intensywnego mieszania się cieczy oraz w wyniku złożonych ruchów konwekcyjnych wywołanych procesami kapilarnymi, przemieszczeniem się wiązki, nadmuchem gazu ochronnego następuje ujednorodnienie zawartości węgla w przeto-pionym jeziorku. Bardzo duże przechłodzenie roztworu ciekłego wymuszone gwałto wnym odprowadzenia ciepła przez zimny rdzeń sprzyja powstawaniu dużej liczby zarodków krystalizacji a tym samym powstaniu struktury o dużej dyspersji. Mikrostrukturę strefy przetopionej tworzyły kryształy kolumnowe i dendrytyczne o twardości 700-900 HV0,065 zawierające martenzyt, austenit (szczątkowy) oraz cementyt. Kształt kryształów zmieniał się od kolumnowych (słupkowych) na granicy styku 143

fazy ciekłej i stałej poprzez bardziej rozgałęzione dendryty do regularnych (ró wnoosiowych) przy powierzchni naświetlonej. Bezpośrednio pod strefą przetopioną powstała cienka warstwa o grubości 20-30 m drobnoiglastej struktury martenzytycznej z rozpuszczonym całkowicie cementytem. W strefie wpływu ciepła występuje martenzyt oraz nierozpuszczony cementyt eutektyczny i eutektoidalny, mikrotwardość w tej strefie wynosi do 1100 HV0,065. W głębszych warstwach martenzyt przechodzi w bainit i drobno-dyspersyjny perlit. Krótki czas nagrzewania materiału podczas obróbki laserowej oraz bardzo szybkie chłodzenie, a tym samym maksymalne skrócenie czasu dyfuzji węgla w austenicie, hamuje ujednorodnienie struktury w strefie wpływu ciepła. W omawianym stopie czas austenityzacji oraz szybkość dyfuzji węgla pozwala na ujednorodnienie austenitu jedynie w ziarnach perlitu, w których powstający austenit zawiera 0,8% C. Natomiast cementyt eutektyczny i wtórny w żeliwie białym nie zdąży ulec rozkładowi i podczas chłodzenia powstaje struktura złożona z martenzytu i cementytu. Cechą charakterystyczną martenzytu powstającego z perlitu jest bardzo duża dyspersja znacznie większa niż w strefie przetopionej. W wyniku znacznego przesycenia węglem (ok. 0,8%), oraz bardzo dużej szybkości chłodzenia, utworzony martenzyt uzyskuje twardość 1100-1200 HV0,065. Na szybkość rozpuszczania się perlitu w strefie przejściowej wpływ wywiera jego dyspersja (odległości międzypłytkowe), szybkość grzania oraz temperatura i czas austenityzacji. Proces rozpuszczania się cementytu przebiega w wyniku dyfuzji węgla z płytek cementytu do płytki ferrytu, a nie tylko na końcach kolonii perlitu, co jest zgodne z badaniami Kusińskiego[23], który ponadto zaobserwował w stalach stopowych hamowanie procesu rozpuszczania kolonii perlitu przez pierwiastki stopowe. W żeliwie szarym o zawartości ok.4,4%c po hartowaniu laserem z przetopie-niem następowało zabielenie żeliwa. Komórkowa struktura strefy przetopionej podob-nie jak w żeliwie białym składała się z cementytu na granicach ziarn oraz martenzytu i austenitu szczątkowego. Mikrotwardość tej warstwy wynosiła 800-1000 HV0,065. W strefie przejściowej struktura składała się z cementytu, martenzytu, austenitu szczą-tkowego, oraz nierozpuszczonego grafitu. Stopień rozpuszczenia grafitu zależał od czasu działania wiązki laserowej i gęstości mocy wiązki laserowej. Wokół nie-rozpuszczonego grafitu obserwowano zabielenie żeliwa. Badania dyfraktometryczne potwierdziły obserwacje metalograficzne i w strefie przetopionej ujawniły występowanie cementytu, martenzytu, austenitu (szczątkowego), oraz nierozpuszczonego grafitu. Austenit szczątkowy w strukturze warstwy powierzchniowej zwiększa plastycz-ność, wytrzymałość zmęczeniową i odporność na ścieranie oraz zmniejsza skłonność do kruchego pękania. Obecność austenitu szczątkowego powoduje jednak zmniejszenie twardości, wytrzymałości, niestabilność wymiarową w czasie pracy, pogorszenie odporności na korozję oraz przewodności cieplnej stali. Należy podkreślić, że na ilość austenitu szczątkowego wywiera wpływ kilka czynników, często wzajemnie znoszących się. W przypadku obróbki laserowej naj- 144

ARCHIWUM ODLEWNICTWA istotniejszymi są: zawartość, postać (cementyt, grafit) i kształt wydzieleń węgla (pły tkowy, płatkowy, sferoidalny), wielkość ziarna austenitu, duża koncentracja naprężeń (ściskających) w warstwie wierzchniej oraz duże szybkości chłodzenia. Przemiany cieplne występujące podczas laserowej obróbki cieplnej przy pomocy laserów impulsowych YAG:Nd przebiegają w sposób podobny jak przy obróbce laserami CO 2. Należy jednak podkreślić, że szybkości nagrzewania i chłodzenia z jakimi mamy do czynienia w trakcie naświetlania materiału laserami o pracy impulsowej są większe niż przy laserach o pracy ciągłej. Wpływa to na zmniejszenie czasu austenityzacji struktury i mniejsze jej ujednorodnienie. Hartowanie laserem o pracy impulsowej powoduje powstawanie martenzytu bardziej drobnodyspersyjnego, zdefektowanego niż po o bróbce laserem o pracy ciągłej. Wydłużenie czasu autenityzacji poprzez zwiększenie czasu trwania impulsu lub zmniejszenie prędkości skanowania powierzchni podczas obróbki laserem o pracy ciągłej ułatwiają proces dyfuzji węgla w austenicie, a tym samym przyczyniają się do jego ujednorodnienia. Na wzrost szybkości dyfuzji węgla podczas austenityzacji wpływa bardzo silnie temperatura, do której jest nagrzewany materiał, która zależy przede wszyskim od gęstości mocy wiązki laserowej oraz współczynnika absorpcji. 2.2. Badania mikrotwardości i odporności na ścieranie Obróbka laserowa ze względu na możliwość koncentracji ogromnej energii w bardzo krótkim czasie, na wybranym fragmencie powierzchni obrabianego przed-miotu, umożliwia uzyskanie struktur znacznie odbiegających od stanu równowagowego o podwyższonych właściwościach - twardości, wytrzymałości czy odporności na zużycie ścierne. Wpływ gęstości mocy na rozkład mikrotwardości w warstwie wierzchniej po harto-waniu laserem impulsowym YAG:Nd dla żeliwa białego i szarego przedstawia rys. 1. Gęstość mocy wiązki laserowej padającej na obrabiany materiał wpływa na ujednorodnienie struktury, przesycenie roztworu składnikami stopowymi, wzrost defektów stru - kturalnych oraz rozdrobnienie struktury. Ma to istotne znaczenie na mikrotwardość, wytrzymałość, i od-porność struktury na ścieranie. Wraz ze wzrostem gęstości mocy wiązki laserowej zwiększała się mikrotwardość warstwy zahartowa-nej w badanych próbkach. Gęstość mocy wiązki laserowej decydowała również o grubości utwardzonej warstwy. Zwiększenie gęstości mocy z 0,64 10 4 do 1,8 10 4 W/cm 2 spowodowało zmianę grubości utwardzonej warstwy z 0,20 mm do 0,30 mm (rys. 2). Podczas hartowania laserowego z przetopieniem żeliwa białego mikrotwardość stru k- tury warstwy przetopionej była mniejsza, niż w strefie wpływu ciepła. Jest to sp owodowane wprowadzeniem do roztworu stałego znacznej ilości węgla z rozpusz-czonego cementytu a w konsekwencji wzrostu udziału w strukturze austenitu szczątko-wego. W porównaniu ze strefą przetopioną, w warstwie hartowanej bez przetopienia wpływ na mikrotwardość mają pozostałe w strukturze nierozpuszczone cząstki cementy-tu oraz mniejsza zawartość austenitu szczątkowego. 145

Mikrotwardość, HV0,065 Mikrotwardość, HV0,065 Mikrotwardość, HV0,065 1200 1000 - żeliwo białe - żeliwo szare 800 600 400 200 0,5 1,0 1,5 2,0 Gęstość mocy, W/cm 2 x 10 4 Rys.1. Wpływ gęstości mocy wiązki laserowej na mikrotwardość żeliwa Fig 1. Influence of power density of laser beam on microhardness of cast iron a) 1400 1200 1000 800 0,6 10 4 W/cm 2 1,1 10 4 W/cm 2 1,4 10 4 W/cm 2 1,8 10 4 W/cm 2 b) 1400 1200 1000 800 0,6 10 4 W/cm 2 1,1 10 4 W/cm 2 1,4 10 4 W/cm 2 1,8 10 4 W/cm 2 600 600 400 400 200 200 0 0 100 200 300 400 500 600 Odległość od powierzchni, m 0 0 100 200 300 400 500 600 Odległość od powierzchni, m Rys. 2. Rozkład mikrotwardości po hartowaniu laserem YAG:Nd z różną gęstością mocy: a) w żeliwie białym, b) w żeliwie szarym Fig 2. Distribution of microhardness following YAG:Nd laser hardening with varying power density: a) in white cast iron, b) in grey cast iron Wyniki pomiarów mikrotwardości po hartowaniu laserem impulsowym YAG:Nd (gęstość mocy 1,8 10 4 W/cm 2 ), laserem o pracy ciągłej CO 2 (gęstość mocy 6,2 10 4 W/cm 2 ), oraz po hartowaniu objętościowym żeliwa białego i szarego przedstawiono na rys. 3. Największą mikrotwardość struktury uzyskano po hartowaniu laserem o pracy ciągłej i wynosiła ona powyżej 1000 HV0,065. Badania odporności na ścieranie wykonano na próbkach walcowych metodą tarczatrzpień, w warunkach tarcia suchego. Obróbkę laserową przeprowadzono na czołowej powierzchni próbek, którą następnie ścierano. Pole powierzchni ścieranej wynosiło 50 mm 2. Jako przeciwpróbkę stosowano tarczę wykonaną z konwencjonalnie hartowanej stali szybkotnącej SW7M (hartowanie z 1210 o C i dwukrotne odpuszczanie w 560 o C, w czasie 1 godz.). Siła nacisku podczas badań wynosiła 100 N. 146

Mikrotwardość, HV0,065 Intensywność ścierania, I ARCHIWUM ODLEWNICTWA Porównanie intensywności ścierania żeliw białych i szarych niehartowanych, hartowanych objętościowo oraz hartowanych laserem impulsowym przedstawiono na rys. 4. 1600 1400 1200 - niehartowana - hartowana objętościowo - hartowana CO 2 - hartowana YAG:Nd 3 x 10-8 niehartowana hartowana objętościowo hartowana laserowo 1000 800 2 600 400 1 200 0 0 żeliwo 1 białe żeliwo 2 szare 3 Gatunek żeliwa 0 1 2 żeliwo białe Gatunek żeliwa żeliwo szare Rys. 3. Wpływ rodzaju obróbki cieplnej na mikrotwardość żeliwa Fig. 3. Impact of various thermal treatments on microhardness of cast iron Rys. 4. Intensywność ścierania żeliw Fig. 4. Intensity of grindability of cast irons Hartowanie laserowe prowadzące do zwiększenia gęstości defektów, znacznego przesycenia w węgiel i pierwiastki stopowe oraz do rozdrobnienia struktury, umożliwia uzyskanie większej twardości niż po hartowaniu objętościowym. Większa twardość struktury sprzyjała wzrostowi odporności na ścieranie. Istotnym czynnikiem wpływają - cym na odporność żeliwa na ścieranie jest uzyskanie struktury złożonej z drobnego martenzytu oraz austenitu szczątkowego. Największą odporność na ścieranie otrzymano w hartowanym laserowo żeliwie białym o zawartości ok. 2,6%C, o strukturze komórkowej (średnica komórki ok. 5 m) granice komórek stanowiła faza węglik o- wa a wnętrze drobnoiglasty martenzyt z austenitem szczątkowym. Po hartowaniu laserem impulsowym odporność na zużycie ścierne była 3-4 razy większa niż próbek nieharto-wanych oraz o 15-20% większa od żeliw hartowanych objętościowo. LITERATURA [1] T. Burakowski, T. Wierzchoń: Inżynieria powierzchni metali. WNT, Warszawa, 1995. [2] A. Bylica, S.Adamiak: Laser hardening of iron based alloys. SPIE, vol. 3187, 1996. [3] J. Straus, S. Zadroga: Laserowa obróbka cieplna żeliwa szarego. MiOC, nr 88, s.43, 1987. [4] Z. Bogdanowicz: Trwałość zmęczeniowa, przebieg pękania i zużycie laserowo hartowanych elementów maszyn. Wyd. WAT, Warszawa, 1999. [5] B. M. Andriahin, N. T. Czekanowa: Powierchnost. Fizika Chimja Mechanika, nr 1, 147

s.129-137,1983. [6] W. Prochorenko, E. Pleszakow, S. Szwaczko: Wpływ obróbki laserowej na ścieralność narzędzi żeliwnych do prasowania masy szklannej. II Sympozjum nt. Wpływ obróbki laserowej na strukturę i właściwości materiałów, Krasiczyn 1994. [7] J. Kusiński: Lasery i ich zastosowanie w inżynierii materiałowej. Wyd. Naukowe "Akapit", Kraków, 2000. [8] J. Straus, L. Szylar, W. Gołębiowski: Laserowa obróbka żeliwa szarego. Metaloznawstwo Obróbka Cieplna Inżynieria Powierzchni, nr 99-100, s. 11-14, 1989. [9] A. A. Lebczenko, I. A. Tamanko, I. A. Gujba, P. T. Gujba, W. A. Kaftanowa: Fizika i Chimia Obrabotki Materiałow, nr 1, s.62-68, 1987. [10] W. N. Anficerow, C. N. Bobrowa, I. W. Melehin, S. W. Sztenikow: Fizika i Chi-mia Obrabotki Materiałow, nr 1, s.79, 1988. [11] S. N. Polewoj, I. D. Ewdokimow: Uprocznienie mietałłow. Moskwa, Maszinostrojenie, 1986. [12] W. Zielecki, J. Sęp: Zużycie Ścierne żeliwa sferoidalnego obrobionego wiązką laserową i elektronową. Tribologia, nr 54, 1994.. [13] J. Straus, L. Szylar, W. Gołębiowski: Laserowa obróbka żeliwa szarego. MOCIP, nr 99-100, 1989. [14] B. Major: Podstawy fizyczne laserowej modyfikacji mikrostruktury stopów metali nieżelaznych. VIII Krajowa Szkoła Optoelektroniki nt. Laserowe technologie obróbki materiałów, Gdańsk, 1994. [15] J. Kusiński: Zastosowanie promienia laserowego w technologii modyfikacji warstwy wierzchniej materiałów. VIII Krajowa Szkoła Optoelektroniki nt. Laserowe technologie obróbki materiałów, Gdańsk, 1994. [16] J. Kusiński: Modification of structure and properties of materials by laser surface processing. SPIE, vol. 3187, 1996. SUMMARY LASER HARDENING OF CAST IRON This research analyses changes in structure and characteristics of cast irons after laser hardening. In the microstructure of remelted zone the following could be found: columnad and dendritic crystals with hardness of 700-900 HV0,065 containing martensite, residual austenite and cementite. In transition zone of grey cast iron with martensite structure whitening of structure could be observed around undissolved graphite. Fo l- lowing laser hardening, microhardness was about 1000 HV0,065, which was 20-40% greater as compared to volumetric hardening. Wear resistance was 3-4 times greater than in unhardened samples and 15-20% greater as compared to cast irons samples treated by volumetric hardening. Recenzował prof. dr hab. inż. Stanisław Pietrowski 148