CC BY
29
УДК 621.9.048.7; 621.791.92:669.018.25; 669.15-196.56
Лазерное легирование чугуна нирезист ЧН16Д7ГХ подачей порошка ВТ-20 в зону оплавления
В. Г. Гилев, М. Ф. Торсунов, Е. А. Морозов
Приведены результаты исследования микроструктуры и микротвердости чугуна нирезист ЧН16Д7ГХ после лазерного легирования титаном ВТ-20. Обработку осуществляли с использованием волоконного лазера с пучком, сфокусированным в пятно диаметром 0,2 мм при мощности лазерного излучения 1 кВт и скорости движения лазерного луча 10-40 мм/с. Титан растворяется в расплаве чугуна и при охлаждении в структуре образуются частицы Ж. Коэффициент использования порошка титана возрастает при увеличении размеров зоны оплавления и достигает 50 %. Модифицированный слой имеет композитную структуру с металлической матрицей и сравнительно равномерным распределением частиц карбида титана. Микротвердость модифицированной зоны достигает 600-700 HV. Дальнейшему повышению концентрации карбида титана в модифицированном слое и, как следствие, повышению микротвердости препятствует тот факт, что часть углерода в процессе лазерного плавления удаляется из зоны расплава в составе выделяемого СО2. Приведены карты распределения элементов в зоне легирования (ЗЛ). Во всех опытах наблюдается расслоение ЗЛ на верхний, более богатый титаном слой и нижний слой с меньшим содержанием титана.
Ключевые слова: лазерное легирование, аустенитный чугун, нирезист, карбид титана, микроструктура, микротвердость, карты распределения элементов.
Введение
Лазерные технологии поверхностной и локальной обработки материалов с развитием волоконных и других новых видов лазеров находят все большее и разнообразное применение [1—6].
Детали из аустенитного чугуна нирезист ЧН16Д7ГХ широко применяются в машиностроении. Их применение в парах трения, работающих в абразивной и коррозионной средах, требует защиты от износа и коррозии. Обработка чугунов лазерной закалкой или лазерным оплавлением известна для серых, высокопрочных и некоторых легированных чугунов [7], но для исследуемого высоколегированного материала с аустенитной основой представляется малоэффективной [8]. Перспективно упрочнение сталей лазерной наплавкой [9] или лазерным легированием с образованием поверхностного слоя, упрочненного частицами карбида титана. Применяют
оплавление слоя порошка [10, 11] или инжектирование частиц в озеро расплава [12, 13]. Для локального или поверхностного упрочнения чугунов представляется перспективным лазерное легирование частицами титана, подаваемыми струей несущего газа в зону расплава, образуемой лучом лазера [12-17].
Этот метод применяется для упрочнения поверхности стали [12, 14]. Имеется также опыт упрочнения чугуна внедрением частиц титана в расплав и образованием in situ частиц TiC [16]. Работа [17] посвящена упрочнению титанового сплава внедрением в расплав частиц WC. При этом в работе [17] частицы WC растворяются в расплаве, а освободившийся при этом углерод идет на формирование in situ частиц TiC.
Условие внедрения твердой сферической частицы радиусом R, соударяющейся с поверхностью жидкости, обычно выражается безразмерным числом Вэбера, определяемым как отношение кинетической энергии частицы к поверхностной энергии [14].
МЕТ^ПЛОО^РАБОТК^
Таблица 1
Расчетные значения критических радиусов частиц [14] (газ — Аг, давление 1 бар, температура 500 К, плотность газа 0,96 кг/м3, плотность жидкости 7000 кг поверхностное натяжение о = 1,8 Дж/м2, g = 9,8 м/с2)
Частица PS, 3 кг/м3 Q, рад R^ мкм по уравнению [3] при v = 5 м/с R¡íp, мкм по уравнениям [1 и 2]
TiC 4900 28-53 0,52-1,8 15-51
TiC* 4900 130 7,2 210
W 19300 0 0 0
WC 15700 0 0 0
Ti 4500 0 0 0
C 2200 120 34 990
* ТЮ с окисленной поверхностью, имеющей высокий контактный угол (плохо смачивается расплавом).
Значения критического (минимального) радиуса частицы, способной войти в массу жидкого металла при подаче частиц струей газа без выплескивания расплава этой струей, даны в табл. 1 [14].
Методика проведения исследований
В исследовании использовали два типа образцов. Образцы 1-го типа имели вид сегментов колец шириной 6-7 мм и высотой 8-10 мм. Исходная микроструктура чугуна нирезист представляет собой аустенитную металлическую основу, включения графита пластинчатой формы. Твердость материала составляет 120180 HB. Образцы второго типа использовали для рентгеноструктурного анализа и были получены из отливок того же чугуна, разрезанных на бруски 25 X 20 X 5 мм. Микроструктура в образцах 2-го типа отличалась более грубыми чешуйками графита. Химический состав исследуемого чугуна нирезист (ТУ 4111-02512058737-2008) приведен в табл. 2.
Легирование осуществляли на установке OPTOMEC LENS 850-R с волоконным лазе-
ром YLR-1000 IPG Photonics c длиной волны 1,07 мкм, пятном круглого сечения и гауссовым распределением мощности. Конструкция системы обеспечивает фокусировку луча на расстоянии 8 мм от обреза лазерной головки в пятно диаметром 0,2 мм. Одновременно через четыре сопла под углом 45° к лучу и поверхности подается порошок. Поток порошка образует конус с вершиной в точке фокусировки лазерного луча. Для легирования использовали сферический порошок сплава ВТ20 с размером частиц 50-80 мкм. Обработку проводили одиночными проходами в среде высокочистого аргона. Длина каждой дорожки 10-12,7 мм. Условия проведения режимов лазерной обработки приведены в табл. 3.
Химический состав, %, титанового сплава ВТ-20 (ГОСТ 19807-91)
Fe До 0,25
N
До 0,05 H
До 0,015
C
До 0,1 Ti
85,15-91,4
Si До 0,15
Al 5,5-7
Mo 0,5-2
Zr 1,5-2,5
V
0,8-2,5 O
До 0,15
Прочие примеси 0,3
Микротвердость измеряли на микротвердомере ПМТ-4 при нагрузке 50 г. Микроструктуры после лазерной обработки исследовали на микроскопе Olimpus GX-51 или на оптическом микроскопе AxioVert (Carl Zeiss). Для выявления микроструктуры использовали 4% -ный раствор HNO3. Электронно-микроскопическое исследование структуры выполнено с помощью сканирующего электронного микроскопа Tescan Vega 3 SEM (Tescan), совмещенного с энергодисперсионным спектрометром X-Max 50 (Oxford Instruments).
У образцов № 2 был исследован химический состав с поверхности после лазерного легирования и на глубине порядка 0,5-0,6 мм от поверхности с помощью энергодисперсионного рентгенофлюоресцентного спектрометра Shimadzu EDX-800H.
Химический состав чугуна нирезист ЧН16Д7ГХ
Таблица 2
Образцы Содержание, % (мас.)
С Si Mn Cr Ni Cu
1-го типа (ТУ 4111-025-12058737-2008) 2,2-3,0 1,2-2,7 0,5-1,6 1,5-3,0 14-17 5-8
2-го типа - 1,9-2,3 1,02-1,27 2,27-2,31 14,7-15,0 6,33-6,57
Таблица 3
Условия и результаты экспериментов лазерного легирования (LMI) чугуна нирезист ЧН16Д7ГХ порошком титана (^ = 1 кВт, й = 0,2 мм)
№ V, мм/с Подача порошка, г/мин Глубина оплавле- * ния hопл, мм КИП, % ** Аш , мг/мм3 НУ
1 10 5 2,15 ~19,1 0,41 332-391
2 10 8 2,0 - - 360-657
3 10 12 1,70 42,3 1,67 415-709
4 10 15 1,58 43,7 2,8 454-634
5 20 5 1,48 - 8,5 0,268 332-391
6 20 8 1,58 - - 226-332
7 20 12 1,51 27,2 1,39 350-532
8 20 15 1,36 24,2 1,2 532-709
* Размеры даны относительно исходной поверхности образца. Аш — привес, отнесенный к единице объема дорожки оплавления.
Ввиду того что в этом процессе значительную роль играет коэффициент использования порошка, в работе контролировали изменения массы образцов.
Результаты исследований и обсуждение
Коэффициент использования порошка растет с увеличением скорости подачи порошка (рис. 1). Наряду с внедрением частиц титана в расплав наблюдается образование брызг расплава и темного дыма. Массовые изменения образцов — результат этих процессов.
При малых подачах порошка расплав сильно разогревается и убыль массы от образования брызг и дыма может превышать привес от внедрения частиц титана. При больших подачах перегрева расплава не происходит и привес в отношении к массе подаваемого порошка растет и достигает порядка 50 % при скоростях перемещения 5 и 10 мм/с. При больших скоростях — 20, 30 и 40 мм/с — размеры озера расплава недостаточны и полнота использования значительно меньше 30, 20 и 10 % соответственно. На кривых с V, равной 10 и 20 мм/с, просматривается минимум.
Для оценки убыли массы в процессе легирования из-за разбрызгивания провели опыты по оплавлению поверхности без подачи порошка при тех же скоростях, мощностях и условиях фокусировки лазерного излучения.
Убыль массы пропорциональна оплавленному объему и примерно равна 3,5 % от массы этого объема.
Особенностями процесса в условиях экспериментов по лазерному легированию являются малый диаметр падающего луча и высокая плотность мощности в нем: соответственно 0,2 мм и 3200 Вт/мм2. На рис. 2 приведен вид в сечении зон лазерного легирования, образовавшихся в опытах, параметры которых приведены в табл. 3.
При сравнительно малых скоростях (1020 мм/с) перемещения лазерного луча при лазерном легировании в большинстве случаев образуется валик переплавленного материала. Исключение представляет образец № 1, у которого высота нароста минимальна, а нарост имеет плоскую вершину и состоит в основном из неоплавившихся частиц титана и областей, обогащенных титаном. По мере роста подачи порошка сечение поверхности валика приближается к цилиндрической форме (рис. 2).
В сечениях просматриваются две зоны: верхняя и нижняя, контраст между зонами возрастает по мере увеличения подачи порошка, что, по-видимому, обусловлено недостаточным перемешиванием материала из этих двух зон. Очевидно, это связано с тем, что верхний слой и валик в основном образует материал, переносимый вдоль лазерной дорожки из более горячих участков впереди, назад к уже остывшему материалу нижней части сечения.
50
£ 40
ч о
X
ё &
й 30
20
10
0
300
100 200
Расход порошка, мг/с
Рис. 1. Зависимости коэффициента использования порошка от параметров лазерного легирования поверхности чугуна порошком титана
1еталлоо'брабртк
Рис. 2. Вид сечений дорожек легирования титаном поверхности чугуна нирезист ЧН16Д7ГХ при подаче порошка в зону лазерного оплавления
Рис. 3. Микроструктура зоны легирования образца № 4 и распределение элементов РЭМ: а — изображение в отраженных электронах: б, в, г, д, е — вид соответственно в излучении от титана, никеля, железа, хрома и углерода
Особенностью исследуемого процесса является то, что подаваемый в виде порошка материал (титан) имеет более высокую температуру плавления, чем материал подложки. При широком варьировании условий экспери-
ментов возможны реализации вариантов [18]: без смешивания, с малым смешиванием, с хорошим смешиванием, со смешиванием и расслоением. Во всех опытах реализуется вариант со смешиванием и расслоением.
Таблица 4.
Химический состав образцов чугуна и легированного слоя на поверхности и на глубине 0,5—0,6 мм
Номер образца Расстояние от поверхности, мм Содержание химических элементов, % (мас.)
Ее Т1 N1 Си Сг А1 Мп Еп
Исходный 0,1-0,2 72,9 — 14,85 6,57 2,27 2,31 — 1,02 —
16 0 44,45 36,7 9,41 3,53 0,58 1,86 1,57 0,545 —
0,5-0,6 61,6 16,1 12,5 4,65 1,8 2,0 — 0,66 —
17 0 45,3 34,95 9,61 3,71 0,65 2,23 0,65 0,53 —
0,5-0,6 57,8 19,8 11,9 4,44 1,9 1,9 0,83 0,65 —
18 0 46,0 34,5 9,78 3,70 0,64 1,76 1,61 0,64 —
0,5-0,6 58,0 20,0 11,8 4,53 1,88 1,9 0,8 0,66 —
На рис. 3 приведены микроструктуры зоны лазерного легирования образца № 4, полученные в растровом электронном микроскопе и показывающие распределение элементов.
Как можно видеть из рис. 3, четко фиксируется различие в содержании титана в верхней и нижней частях модифицированной зоны. Распределение титана в верхней части неоднородное, вплоть до наличия нераство-рившихся частиц Т1. В нижней части более полно протекает конвективное перемешивание расплава, и в результате образуется более однородная структура. На рис. 3, д в излучении хрома выделяются (светятся) включения карбидной фазы, обогащенной хромом, на рис. 3, е — графитовые включения. Оба вида включений хорошо видны в исходной структуре чугуна на рис. 3, а.
Различие содержания титана в легированном слое подтверждается измерениями химического состава с поверхности после легирования и на глубине порядка 0,5-0,6 мм. В табл. 4 показано, что содержание титана в верхнем модифицированном слое на 15-20 % выше, чем в нижнем слое.
При больших подачах порошка в нижней зоне наблюдается образование крупных пор, в то время как на первых двух уровнях подачи порошка крупных пор не образуется. Одним из механизмов образования таких пор может быть взаимодействие слоя оксида титана на поверхности частиц с углеродом расплава, приводящее к образованию углекислого газа. Образование пор возможно также и при простом лазерном оплавлении чугунов вследствие испарения или сублимации графита [8, 19].
Следует отметить, что увеличение подачи порошка на образце № 2 по сравнению с № 1 заметно не увеличило объемной доли карбидной фазы. По-видимому, объемная доля Т1С лимитируется содержанием углерода и для ее увеличения необходимо принимать меры против его выгорания. Увеличение подачи порошка в обеих сериях при V = 10 мм/с и V = 20 мм/с приводит к увеличению высоты валика переплавленного материала и некоторому снижению глубины зоны оплавления.
Заключение
Таким образом, модифицирование поверхности чугуна путем внедрения в зону лазерного оплавления частиц титана, подаваемых струей газа, обеспечивается образованием композитных структур с металлической матрицей и сравнительно равномерным распределением частиц карбида титана и повышает твердость поверхности. Наряду с образованием Т1С при лазерном легировании чугуна титаном при избытке титана возможно образование фазы Лавеса Т1Ее2. Достижению высокой объемной доли Т1С в зоне лазерного легирования препятствует потеря части углерода.
Работа выполнена при поддержке Министерства образования и науки РФ в рамках финансирования проектной части государственного задания № 11.1913.2014/К.
Литература
1. Ходаковский В. М., Патенкова Е. П. Особенности лазерного упрочнения чугунных деталей судовых технических средств // Металлообработка. 2003. № 4. С. 26-29.
МЕТ^^^РАБОТК)»
2. Применение метода лазерно-плазменной модификации поверхности металлов для улучшения три-ботехнических характеристик цилиндров двигателей внутреннего сгорания / С. Н. Багаев, Г. Н. Грачёв, А. Л. Смирнов [и др.] // Обработка металлов. 2014. № 1 (62). С.14-23.
3. Гилев В. Г., Безматерных Н. В., Морозов Е. А. Исследование микроструктуры и микротвердости псевдосплава сталь — медь после лазерной термической обработки // МиТОМ. 2014. № 5. С. 34-40.
4. Гилев В. Г., Морозов Е. А., Русин Е. С., Ханов А. М. Лазерная термическая обработка кольцевых выступов из порошковой медистой стали (псевдосплава сталь— медь) // Изв. вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2014. № 2. С. 36-42.
5. Gilev V., Morozov E., Khanov A., Ablyaz T. Laser Quenching Of Axial Bearings In Submersible Multistage Pumps Made Of Steel-Brass Pseudo-Alloy // International Journ. of Applied Engineering Research. 2015. Vol. 10, N 20.P 40861-40868.
6. Гилев В. Г., Морозов Е. А. Лазерное инжекцион-ное легирование аустенитного чугуна ЧН16Д7ГХ титаном // Изв. вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2015. № 3. C. 44-52.
7. Сафонов А. Н. Изучение структуры и твердости поверхности железоуглеродистых сплавов после их оплавления лазерным излучением // МиТОМ. 1999. № 1. C. 7-10.
8. Гилев В. Г., Морозов Е. А., Пуртов И. Б., Русин Е. С. Исследование микроструктуры и микротвердости зон лазерного оплавления чугуна нирезист ЧН16Д7ГХ // Изв. Самарского научного центра Российской академии наук. 2014. Т. 16. № 6-1. С. 227-233.
9. Kovacevic R. Laser deposited TiC/H13 tool steel composite coatings and their erosion resistance // Journ. of Materials Processing Technology. 2007. Vol. 186, N 1. P. 331-338.
10. Yamaguchi T., Hagino H., Takemura M. [et al.].
Microstructure of Fe-TiC Composite Surface Layer on Carbon Steel Formed by Laser Alloying Process // Materials Transactions. 2013. Vol. 54, N 9. P. 1755-1759.
11. Yamaguchi T., Hagino H., Takemura M., Nakahi-
ra A. Microstructure of MC-Fe Composite Layer on Carbon Steel by Laser Surface Alloying // Journ. of Laser Micro Nanoengineering. 2014. Vol. 9, N 2. P. 83-87.
12. Ariely S., Bamberger M., Hbgel H., Schaaf P. Phase investigation in laser surface alloyed steels with TiC // Journ. of Materials Science. 1955. Vol. 30, N 7. P. 1849-1853.
13. Adebiyi D. I., Fedotova T., Pityana S. L., Popo-ola A. P. I. Improved hardness of laser alloyed X12CrNiMo martensitic stainless steel // International Journ. of Physical Sciences. 2011. Vol. 6, N 14. P. 3336-3346
14. Verezub O., Kdlazi Z., Buza G. [et al.]. In-situ synthesis of a carbide reinforced steel matrix surface na-nocomposite by laser melt injection technology and subsequent heat treatment // Surface and Coatings Technology. 2009. Vol. 203, N 20. P. 3049-3057.
15. Do Nascimento A. M., OceKk, V., Ierardi, M. C. F., De Hosson J. T. M. Microstructure of reaction zone in WC p/duplex stainless steels matrix composites processing by laser melt injection // Surface and Coatings Technology. 2008. Vol. 202, N 10. P. 2113-2120.
16. Verezub O. N., Kalazi Z., Buza G. [et al.]. Surface metal matrix composite Fe—Ti—C/TiC layers produced by laser melt injection technology. In Int. Conf. „Advanced metallic materials". Smolenice, Slovakia, 5-7 November
2003. P.297-300.
17. Chen Y., Liu D., Li F., Li L. WCp/Ti-6Al-4V graded metal matrix composites layer produced by laser melt injection // Surface & Coatings Technology. 2008. Vol. 202, N 19. P. 4780-4787.
18. Deus A. M. D. A Thermal and Mechanical Model of Laser Cladding, in Mechanical Engineering. University of Illinois at Urbana-Champaign: Urbana Champaign,
2004.
19. Stavrev D., Dikova Ts. Behaviour of graphite in laser surface hardening of irons // Машины, технологии, материалы. 2007. № 4. Р. 98-101. http://www.mech-ing. com/journal/Archive/4-5-2007/3.Materiali/3.2_journal-statia-DimitarStavrev-070920.pdf
