ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2007, том 103, № 5, с. 536-548
= ПРОЧНОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ =
УДК 669.15'26'24'-194:539.538
ВЛИЯНИЕ ЛАЗЕРНОЙ ЗАКАЛКИ И ПОСЛЕДУЮЩЕЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ЦЕМЕНТИРОВАННОЙ СТАЛИ 20ХНЭА
© 2007 г. А. В. Макаров*, Л. Г. Коршунов**, И. Ю. Малыгина*, А. Л. Осинцева*
*Институт машиноведения УрО РАН, 620219 Екатеринбург, ул. Комсомольская, 34 **Институт физики металлов УрО РАН, 620041 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 03.08.2006 г.; в окончательном варианте - 03.11.2006 г.
Металлографическим, электронно-микроскопическим и рентгеновским методами исследованы мартенситно-аустенитные структуры, формирующиеся при воздействии непрерывным излучением лазера в стали 20ХН3А, подвергнутой различным режимам цементации. Установлено, что снижение в результате обработки холодом при -196°С количества остаточного аустенита в структурах лазерной закалки с 40-90 до 5-35 об.% оказывает лишь небольшое (в пределах 10%) влияние на сопротивление цементированной стали абразивному изнашиванию, отрицательное в условиях микрорезания и положительное в условиях микроцарапания. Увеличение концентрации углерода от 0.8 до 1.2 мас. % в мартенситно-аустенитных структурах, образующихся в цементированной стали при лазерном воздействии и обработке холодом, приводит к изменениям абразивной износостойкости не более, чем на 10-13%. Присутствие 20-40 об.% метастабильного остаточного аустенита задерживает снижение абразивной износостойкости закаленной стали при последующем низкотемпературном отпуске. Показана эффективность влияния лазерной закалки и дополнительной обработки холодом на сопротивление контактно-усталостному разрушению опор качения буровых долот.
PACS 62.20.0р,81.40.^
ВВЕДЕНИЕ
Модифицирование высокоэнергетическими пучками является эффективным средством повышения физико-механических и служебных свойств поверхности цементуемых хромоникелевых сталей [1-3], которые широко используются в качестве материала бурового инструмента, шестерен и других тяжелонагруженных деталей, работающих в условиях воздействия высоких контактных нагрузок, трения, абразивной среды [4, 5].
Изделия после лазерной обработки могут подвергаться значительному нагреву при последующих технологических операциях (шлифовке, сварке), а также в условиях эксплуатации, например, в процессе трения (фрикционный нагрев) [6, 7]. В отдельных случаях закаленные лазером детали подвергают отпуску для повышения их трещино-стойкости, усталостной прочности и других механических характеристик [3, 8, 9]. Имеются экспериментальные данные, свидетельствующие как о наличии [10-13], так и об отсутствии [14-16] повышенной устойчивости к разупрочнению при отпуске углеродистых и низколегированных сталей после лазерной закалки. Показано [17], что отпуск уже при 150-200°С вызывает значительное снижение износостойкости закаленной лазером высокоуглеродистой стали.
В настоящей работе исследованы структура и абразивная износостойкость стали 20ХН3А, в которой различными режимами цементации и лазерной обработки, а также охлаждением в жидком азоте варьировали фазовый состав и концентрацию углерода в мартенсите и остаточном аустените. Изучено также влияние отпуска в интервале 100-400°С на абразивную износостойкость цементированной стали 20ХН3А, подвергнутой лазерной закалке и дополнительной обработке холодом. Рассмотрена возможность практического применения лазерной технологии для повышения стойкости опорного узла шарошечных буровых долот в условиях трения качения.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Исследовали сталь 20ХН3А двух промышленных плавок, содержащих в мас. %: 0.18-0.20 С; 0.68-0.78 Сг; 2.90-3.10 №; 0.11-0.14 Мо; 0.24-0.28 Бц 0.43-0.44 Мп; 0.01 Р; остальное Fe. Три партии образцов размером 7 х 7 х 20 мм были подвергнуты трем режимам цементации в твердом карбюризаторе (табл. 1), охлаждению на воздухе от 890°С, закалке в масле от 790°С (выдержка 1 ч 30 мин), отпуску при 180°С в течение 2 ч, лазерной обработке, охлаждению в жидком азоте при температуре -196°С. Образцы партии 3 дополнительно
отпускали при температурах 100-400°С (выдержка 2 ч).
Перед лазерным облучением образцы шлифовали для удаления обезуглероженного слоя и подвергали травлению в 10%-ном водном растворе персульфата аммония для повышения коэффициента поглощения лазерного излучения за счет увеличения степени шероховатости поверхности [18]. Рабочие поверхности образцов (7 х 7 мм) обрабатывали с использованием С02-лазера непрерывного действия в струе гелия за один проход прямоугольным пятном размером (6-9) х 0.7 мм в режимах с оплавлением и без оплавления поверхности. Для повышения скорости теплоотвода образцы в процессе облучения частично погружались в воду (подобный способ применяется при лазерной обработке малых изделий [19]). Мощность излучения составляла 2.0-3.6 кВт, скорость перемещения пучка 15-60 м/ч, плотность энергии 40-50 Дж/мм2 при обработке с оплавлением и 25 Дж/мм2 при обработке без оплавления поверхности. Глубина оплавленной зоны составляла 0.15-0.25 мм у образцов партии 1 и 0.10-0.15 мм -у образцов партий 2 и 3. Общая глубина закаленной зоны достигала 0.6-1.2 мм.
Изменения абразивной износостойкости по глубине цементированного слоя определяли в процессе многократных испытаний, приводящих к последовательному удалению (изнашиванию) поверхностного слоя. Испытания выполняли на лабораторной установке при скольжении торцевых поверхностей (7 х 7 мм) образцов по закрепленному абразиву -шлифовальной шкурке марок 14А16 (электрокорунд зернистостью ~160 мкм) и 81Кр20 (кремень зернистостью ~200 мкм) со средней скоростью 0.175 м/с, при нагрузке 49 Н, длине рабочего хода 100 мм, пути трения единичного испытания 17.6 м, поперечном смещении образца 1.2 мм за один двойной ход. Для каждого отдельного испытания определяли интенсивность изнашивания по формуле Ш = , где 2 - потери массы образца, г; д -оОЬ
плотность материала образца, г/см3; О - геометрическая площадь контакта, см2; Ь - путь трения единичного испытания, см.
Структуру цементированного слоя изучали металлографическим и электронно-микроскопическим методами [17]. Фазовый состав определяли рентгеноструктурным анализом в FeAГa-излучении (толщина анализируемого поверхностного слоя ~5 мкм). Содержание углерода в остаточном аусте-ните в закаленной лазером цементированной стали 20ХН3А определяли с использованием методики [20], согласно которой зависимость содержания остаточного аустенита в структуре закаленной стали от положения мартенситной точки Мн и температуры То, до которой сталь охлаждается в процессе закалки, может быть представлена в ви-
Таблица 1. Влияние продолжительности цементации при 950°С т образцов стали 20ХН3А на характеристики цементированного слоя (глубину к, максимальную концентрацию углерода С, максимальное содержание остаточного аустенита у и максимальный уровень микротвердости Н)
№ партии т, ч к, мм С, мас. % у, об. % Н, ГПа
1 22 3.5 1.20 50 7.4-8.0
2 15 1.6-1.8 1.05 40 7.2-7.8
3 12 1.1-1.3 0.95 25 7.5-8.0
Примечание: Величины у и Н определялись после стандартной термической обработки (закалка от 790°С в масле, отпуск 180°С - 2 ч).
-0.011 (М„ - Т0)
де формулы у = е . Используя указан-
ную зависимость, а также зависимость температуры Мн от содержания углерода в твердом растворе (Мн = 520-320%С-50%Мп-30%Сг-20(%№ + + %Mo)-5(%Cu-%Si) [21]), строили зависимость содержания остаточного аустенита в структуре закаленной стали 20ХН3А от концентрации углерода в твердом растворе. С использованием полученной зависимости по количеству остаточного аустенита в цементированном слое, установленному рентгеновским фазовым анализом, определяли содержание углерода в твердом растворе. Концентрацию углерода в мартенсите лазерной закалки находили по величине междублетного расстояния линий [(110)-(101)(011)]).
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Структура, фазовый состав и микротвердость зоны лазерного воздействия. Из табл. 1 следует, что образцы партий 1, 2 и 3 стали 20ХН3А, подвергнутые перед лазерным облучением различным режимам цементации и стандартной термической обработке (закалка от 790°С в масле, отпуск 180°С), характеризуются различным максимальным содержанием в цементированном слое углерода (от 1.2 до 0.95 мас. %) и, соответственно, остаточного аустенита (от 50 до 25 об. %). У образцов партии 1 высокие значения микротвердости (7.2-7.8 гПа) наблюдаются на глубине до 3.0-3.5 мм, что свидетельствует о практически сквозной цементации образцов. У образцов партий 2 и 3 микротвердость сохраняет значения на уровне 7.2-7.7 ГПа до глубины соответственно 1.0 и 0.7 мм, а затем плавно снижается до 4.7-5.1 ГПа.
На рис. 1 (кривые 1), 2 и 3 показано изменение микротвердости, фазового состава, содержания углерода в твердом растворе и микроструктуры по глубине цементированного слоя образцов различных партий стали 20ХН3А, обработанных ла-
h, мм h, мм
Рис. 1. Изменение микротвердости H и количества остаточного аустенита у по глубине цементированного слоя h образцов партий 1 (а), 2 (б, г) и 3 (в) стали 20ХН3А, подвергнутых лазерной обработке с оплавлением (а-в) и без оплавления (г) поверхности:
1 - лазерная обработка; 2 - лазерная обработка, обработка холодом при -196°C. Зоны: I - оплавления; II, III -закалки без оплавления; IV - лазерного отпуска.
зером в режимах с оплавлением и без оплавления поверхности. Формирующийся при лазерной обработке с оплавлением поверхности слой состоит из трех основных зон: оплавления (I), закалки без оплавления (II, III) и отпуска (IV). Оплавленный слой характеризуется относительно невысоким уровнем микротвердости при содержании остаточного аустенита 20-60 об. % (см. рис. 1а-в, кривые 1) и имеет дендритно-ячеистое строение (см. рис. 2в). В нем наблюдается заметный разброс значений микротвердости и содержания аустенита, что обусловлено значительной химической и структурной неоднородностью. Вблизи оплавленной поверхности образцов имеет место снижение количества остаточного аустенита и обусловленное этим повышение микротвердости (см. рис. 1а-в, кривые 1), что является след
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.