Статья: Применение лазерной закалки и дополнительной обработки холодом для повышения сопротивления абразивному изнашиванию и контактно-усталостному разрушению цементированной долотной стали

УДК 669.14.298:662.09:620.178

применение лазерной закалки и дополнительной обработки холодом для повышения сопротивления абразивному изнашиванию и контактно-усталостному разрушению цементированной долотной стали

Макаров А.В., Осинцева А.Л., Малыгина И.Ю., Коршунов Л.Г.

Екатеринбург, Россия

Металлографическим, электронномикроскопическим 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 -196С 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.

мартенистный аустенитный сталь лазерный

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 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 трещиностойкости, 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 150-200С 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 100-400С 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 Cr; 2.90-3.10 Ni; 0.11-0.14 Mo; 0.24-0.28 Si; 0.43-0.44 Mn; 0.01 P; остальное Fe. Три партии образцов размером 7Ч7Ч20 мм были подвергнуты трем режимам цементации в твердом карбюризаторе (табл. 1), охлаждению на воздухе от 890С, закалке в масле от 790С (выдержка 1 ч 30 мин), отпуску при 180С в течение 2 ч, лазерной обработке, охлаждению в жидком азоте при температуре -196С. Образцы партии 3 дополнительно отпускали при температурах 100-400С (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 (7Ч7 мм) обрабатывали с использованием СО₂-лазера непрерывного действия в струе гелия за один проход прямоугольным пятном размером (6-9)Ч0.7 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 (7Ч7 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

,

где Q - потери массы образца, г; q - плотность материала образца, г/см³; S - геометрическая площадь контакта, см²; L - путь трения единичного испытания, см.

Структуру цементированного слоя изучали металлографическим и электронно-микроскопическим методами [17]. Фазовый состав определяли рентгеноструктурным анализом в FeK-излучении (толщина анализируемого поверхностного слоя 5 мкм). Содержание углерода в остаточном аустените в закаленной лазером цементированной стали 20ХН3А проводили с использованием методики [20], согласно которой зависимость содержания остаточного аустенита в структуре закаленной стали от положения мартенситной точки М_н и температуры Т_о, до которой сталь охлаждается в процессе закалки, может быть представлена в виде формулы

.

Используя указанную зависимость, а также зависимость температуры М_н от содержания углерода в твердом растворе [21], строили зависимость содержания остаточного аустенита в структуре закаленной стали 20ХН3А от концентрации углерода в твердом растворе. C 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 790С в масле, отпуск 180С), 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

Таблица 1

Влияние продолжительности цементации при 950С образцов стали 20ХН3А на характеристики цементированного слоя (глубину h, максимальную концентрацию углерода С, максимальное содержание остаточного аустенита и максимальный уровень микротвердости Н)

Примечание: величины и Н определялись после стандартной термической обработки (закалка от 790С в масле, отпуск 180С - 2 часа)

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 лазером 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 20-80 об. % (см. рис. 1а-в, кривые 1). 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 следствием частичного обезуглероживания стали при лазерной обработке. В данном случае обдув зоны лазерного нагрева гелием не обеспечил полной защиты поверхности от выгорания углерода. В расположенной под оплавленным металлом зоне закалки без оплавления у образцов партий 1 и 2 можно выделить две области (II и III), резко отличающиеся по структуре и микротвердости. Область II, примыкающая к оплавленному слою, характеризуется максимальным количеством (40-90 об. %) аустенита и соответственно низкими значениями микротвердости (см. рис. 1а, б, кривые 1). Это обусловлено наличием в рассматриваемом участке повышенной концентрацией углерода и значительным перегревом металла выше температуры А_cm (Ас₃).

Структура области III отличается высокими (до 9.0-9.3 ГПа) значениями микротвердости. Содержание остаточного аустенита в этой области плавно снижается по глубине слоя в соответствии с уменьшением концентрации углерода в цементированном слое, а также уровня лазерного нагрева (см. рис. 1а-в). Ниже закаленной зоны располагается зона отпуска (IV), имеющая относительно невысокий (до 5.0-6.0 ГПа) уровень микротвердости.

Рис.1. Изменение микротвердости Н и количества остаточного аустенита 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 -196С. Зоны: I - оплавления; II, III -закалки без оплавления; IV - лазерного отпуска.

Уровень микротвердости, фазовый состав и протяженность зон лазерного воздействия стали 20ХН3А во многом определяются параметрами цементированного слоя (глубиной, степенью насыщения углеродом). Так, при лазерной обработке с оплавлением образцов партии 1, цементированный слой которых характеризуется наибольшей глубиной и степенью насыщения углеродом (см. табл. 1), наблюдается образование максимального (до 90 об. %) количества остаточного аустенита и, соответственно, минимальный уровень микротвердости - 2.5 ГПа (см. рис. 1а, кривые 1). После лазерного оплавления образцов партий 2 и 3, у которых цементированный слой имел меньшую глубину и концентрацию углерода, содержание аустенита в упрочненном слое не превышает 50-55 об. % для партии 2 и 40 об. % для партии 3, а микротвердость принимает значения выше 5.5 ГПа (см. рис. 1б, в, кривые 1).

Рис.1г (кривые 1) свидетельствует, что лазерная обработка в режиме без оплавления поверхности позволяет получить по всей глубине закаленной зоны (h0,9 мм) относительно постоянный высокий (до 9.0 ГПа) уровень микротвердости. Это свидетельствует о равномерном распределении остаточного аустенита в мартенситной основе. Содержание аустенита не превышает 35 об. %, что заметно ниже, чем при обработке с оплавлением поверхности образцов соответствующей партии 2 (см. рис. 1б, кривые 1).

Данные, приведенные на рис. 1 и в табл. 1, показывают, что лазерная закалка без оплавления поверхности повышает твердость цементированного слоя на 1.0-2.0 ГПа по сравнению с исходным закаленным и отпущенным при 180С состоянием. Обработка с оплавлением, сопровождающаяся формированием повышенного количества остаточного аустенита и частичным обезуглероживанием поверхности, может приводить к существенному снижению твердости цементированного слоя.

Кривые 2 на рис. 1 характеризуют влияние дополнительной обработки холодом при -196С на микротвердость и фазовый состав облученной лазером цементированной стали 20ХН3А. Из сравнения кривых 1 и 2 видно, что обработка глубоким холодом вызывает сильное (до 2.4-4.8 раз) снижение содержания аустенита в закаленной лазером стали и сопровождается значительным (до 5.7 ГПа) приростом микротвердости. Максимальный уровень твердости, достигаемый при комбинированной обработке (лазерная закалка+обработка холодом), на разных партиях образцов составляет ~10.0 ГПа.