Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Анализ технологий изготовления деталей нефте газового оборудования с упрочнением поверхностей для работы в абразивных средах 9
1.1. Анализ условий работы деталей нефтегазопромыслового и транспортирующего оборудования 9
1.2. Анализ требований к поверхностным слоям деталей, работающих в условиях контакта с абразивом 13
1.3. Сравнительный анализ технологий упрочнения поверхностей деталей, работающих в условиях контакта с абразивом 23
1.4. Анализ требований к технологическим процессам изготовления деталей при использовании операции лазерного упрочнения 33
1.5. Цели и задачи работы 40
Глава 2. Взаимосвязь операций предварительной термиче ской обработки и лазерного упрочнения при обеспечении требуемого комплекса физико-механических свойств и структурно-фазового состава поверхности детали 42
2.1. Роль технологических параметров лазерного упрочнения в процессе формирования требуемых свойств поверхности 42
2.2. Влияние предварительной термической обработки на комплекс физико-механических свойств и структурно-фазовый состав поверхностного слоя детали 53
Выводы 62
Глава 3. Взаимосвязь операций лазерного упрочнения и механической обработки для обеспечения требуемых геометрических характеристик поверхности детали 63
3.1. Зависимость параметров шероховатости от режимов лазерной обработки 63
3.2. Изучение факторов, влияющих на параметры волнистости поверхности, подвергнутой лазерному упрочнению 69
3.3. Определение припуска на окончательную механическую обработку упрочненной поверхности 93
Выводы 98
Глава 4, Методика и результаты экспериментальных ис следований поверхностей, полученных после лазерного упрочнения 99
4.1. Выбор исследуемых сталей и назначение режимов лазерного уп рочнения для проведения экспериментальных исследований 99
4.2. Разработка методики и определение средств проведения исследо ваний поверхностных слоев, после лазерного упрочнения 101
4.3. Результаты экспериментальных исследований упрочненных по верхностей 104
4.4. Методика и результаты склерометрических испытаний для оценки износостойкости упрочненных поверхностей 131
Выводы 146
Глава 5. Разработка технологических процессов изготовления деталей нефтегазопромыслового и транспортирующего оборудования с использованием операции лазерного упрочнения, натурные испытания упрочненных Деталей 147
5.1. Разработка технологического процесса и рекомендаций по изготовлению поршня бурового насоса УНБ-600 с использованием операции лазерного упрочнения сердечника поршня 147
5.2. Разработка технологического процесса изготовления штока газокомпрессора ЮГКН с использованием технологии лазерного упрочнения 155
5.3. Натурные испытания штоков газокомпрессоров и поршней буровых насосов, упрочненных лазерным излучением 160
Выводы 162
Общие выводы 163
Библиографический список 165
Приложения 172
- Анализ требований к поверхностным слоям деталей, работающих в условиях контакта с абразивом
- Влияние предварительной термической обработки на комплекс физико-механических свойств и структурно-фазовый состав поверхностного слоя детали
- Изучение факторов, влияющих на параметры волнистости поверхности, подвергнутой лазерному упрочнению
- Разработка методики и определение средств проведения исследо ваний поверхностных слоев, после лазерного упрочнения
Введение к работе
Практика эксплуатации нефтегазопромыслового и транспортирующего оборудования показывает, что ресурс их работы ограничен главным образом интенсивным абразивным изнашиванием контактирующих поверхностей. Проблема повышения работоспособности таких поверхностей является актуальной задачей при производстве этого оборудования.
Совершенствование и создание новых технологических процессов, способствующих повышению надежности и долговечности активно изнашивающихся узлов газонефтяного и транспортирующего оборудования, обеспечивает сокращение времени простоя оборудования, снижение затрат на ремонт и расходов на основные и вспомогательные материалы, освобождение части производственных площадей.
Сравнительный анализ различных методов упрочнения показал, что применение лазерной термической обработки позволяет существенно повысить износостойкость и увеличить срок службы деталей.
Лазерное упрочнение обладает рядом преимуществ, основными из которых являются: достижение высоких физико-механических свойств упрочненного слоя, локальность обработки, отсутствие коробления, возможность обработки труднодоступных поверхностей, возможность автоматизации процесса.
Однако, использование этого метода упрочнения в уже существующих технологических процессах изготовления деталей машин затрудняется из-за отсутствия сведений о влиянии различных операций технологического процесса на эффективность и результат упрочнения. В то же время технологический процесс изготовления деталей наряду с упрочнением поверхностного слоя должен обеспечить необходимую точность обработки, геометрию и шероховатость поверхности, что также требует изучения влияния технологии упрочнения на эти характеристики.
Таким образом, изучение влияния основных операций технологического процесса изготовления детали на формирование требуемых характеристик качества ее поверхностного слоя и разработка на основе полученных закономерностей технологического процесса, на всех своих этапах способствующего повышению износостойкости поверхности, является актуальной задачей.
В связи с этим, целью настоящей работы является разработка технологического процесса изготовления деталей, работающих в условиях интенсивного абразивного изнашивания, с использованием операции лазерного упрочнения, обеспечивающего формирование комплекса определенных физико-механических свойств и геометрических характеристик поверхности. В диссертации поставлены следующие задачи:
а) исследовать возможные варианты технологического процесса изго
товления деталей, упрочняемых лазерной обработкой, с учетом геометриче
ских требований к упрочняемой поверхности;
б) определить характеристики основных операций технологического
процесса изготовления деталей, оказывающих наибольшее влияние на фор
мирование требуемого комплекса свойств изнашивающейся поверхности;
в) исследовать влияние предварительной термической обработки на на
значение режимов и характеристики операции лазерного упрочнения;
г) установить взаимосвязь между требуемой глубиной упрочненного
слоя и необходимостью проведения дополнительной механической обра
ботки поверхности детали;
д) определить возможность формирования требуемого комплекса фи
зико-механических свойств при лазерном упрочнении стальных деталей с
различным содержанием углерода;
е) определить припуск на чистовую механическую обработку в зависи
мости от эффективности и режимов лазерного упрочнения.
Научная новизна работы заключается в установлении алгоритма и определении параметров управления точностью геометрических размеров де-
талей, изготовленных с использованием операции лазерного упрочнения, установлении закономерности между величиной технологических межоперационных припусков на механическую обработку деталей и режимами лазерного упрочнения, определении влияния операции предварительной термической обработки на выбор режимов лазерного упрочнения на сталях с разным содержанием углерода.
Диссертация включает следующие основные разделы: Первая глава. Проведен анализ условий работы деталей нефтегазо-промыслового и транспортирующего оборудования. Выявлены требования к поверхностным слоям деталей, работающим в условиях контакта с абразивом, показана необходимость создания в поверхностном слое комплекса физико-механических свойств и геометрических характеристик, включающего твердость поверхностного слоя, макро- и микрогеометрические параметры, его структурно-фазовый состав. Проведен сравнительный анализ технологий упрочнения таких поверхностей и показана возможность использования операции лазерного упрочнения в типовых технологических процессах изготовления выбранных деталей, Показано влияние геометрических характеристик и требований к шероховатости поверхности на построение технологического процесса изготовления детали, а также влияние операции предварительной термической обработки на эффективность упрочнения поверхности.
Вторая глава. Посвящена исследованию влияния вида предварительной термической обработки на формирование требуемого комплекса физико-механических свойств поверхностного слоя. Были рассчитаны такие характеристики нагрева термического цикла лазерной обработки как максимальная температура и время нагрева поверхностного слоя в зависимости от погонной плотности мощности лазерного луча. Полученные значения времени нагрева практически для всех сочетаний режимов по величине небольшие и находится в пределах 0,02 с, что определяет необходимость анализа диффузионных процессов. С использованием второго уравнения Фика было рассчи-
тано время нагрева, достаточное для растворения цементита в поверхностном слое при различных видах предварительной термической обработки для лазерного упрочнения с оплавом и без оплава поверхности.
Третья глава. Рассмотрены требования к назначению операций механической обработки, обеспечивающие создание макро- и микрогеометрических характеристик поверхности, упрочненной лазерной обработкой. С использованием методики расчета термического цикла лазерной обработки были рассчитаны: глубина оплавленного слоя при обработке с оплавом, глубина упрочненного слоя при обработке с оплавом и без него в зависимости от погонной плотности мощности. Для определения величины объемного эффекта при мартенситном превращении была проведена оценка структурно-фазового состава упрочненного слоя для сталей с разным содержанием углерода. Предложена формула для определения величины деформации поперечного сечения поверхности при обработке с оплавом и без оплава поверхности.
Четвертая глава. Проведена экспериментальная проверка полученных зависимостей. Представлены методики и результаты экспериментального исследования влияния операции лазерного упрочнения на структурно-фазовый состав, твердость, шероховатость и износостойкость упрочненного слоя.
Пятая глава. Посвящена разработке технологических процессов изготовления сердечника поршня бурового насоса и штока газокомпрессора с введением операции лазерного упрочнения, натурным испытаниям опытных партий упрочненных деталей.
Анализ требований к поверхностным слоям деталей, работающих в условиях контакта с абразивом
Долговечность трущихся деталей машин зависит от качества их поверхностей. Качество поверхности определятся комплексом физико-механических свойств, структурно-фазовым составом поверхности, совокуп 13 ностью характеристик шероховатости и волнистости поверхностного слоя
Структурно-фазовый состав и физико-механические свойства поверхностного слоя при абразивном изнашивании исследованы наиболее полно в работах Хрущова М.М., Бабичева М.А., Костецкого Б.И., Крагельского И.В., Тегсенбаума М.М., Гаркунова Д.Н., Виноградова В.М., Сорокина Г.М. и других авторов [82, 83, 34, 36, 38, 76, 17, 15]. Абразивное изнашивание металлической поверхности происходит в случае, когда твердость абразива выше твердости металла, по которому этот абразив скользит при определенной скорости относительного перемещения и нагрузке на единичную частицу. По данным работ [13, 15, 69, 73] зависимость между относительной износостойкостью є материала и отношением твердостей На/Нч имеет сложный вид (рис. 1.2.1.). "М
Выделяются три области с различным характером связи межу этими параметрами. В области I разрушение металла абразивом путем микрорезания не происходит, поэтому его износостойкость стремится к бесконечности. Для области II характерно снижение износостойкости материала до определенного значения. В области III относительная износостойкость материала не зависит от этого соотношения. Эта зависимость позволяет сделать вывод о принципиальном различии прочности и износостойкости металлов. Износостойкость металлов зависит от свойств поверхности, с которой взаимодействует металл при трении.
Длительное время основным критерием абразивного изнашивания стали считали ее твердость: экспериментальной основой этой концепции служила работа [82]. Этот методический подход утвердился прежде всего потому, что механическое изнашивание закаленных сталей с одинаковой основой удовлетворительно коррелирует с ее твердостью, полученной при разных температурах отпуска. Такие результаты были подтверждены многими исследователями [34, 17, 36, 38], а в методическом подходе определенную роль сыграла простота определения твердости на различных твердомерах. Работы последних лет показали, что природа абразивного изнашивания значительно сложнее и износостойкость нельзя оценивать только твердостью. Стали одной твердости, но разного химического состава, имеют различную относительную износостойкость, причем это различие тем больше, чем выше твердость (рис. ] .2.2.). При повышении твердости износостойкость закаленных сталей возрастает медленнее, чем у отожженных; при равной твердости износостойкость чистых металлов значительно выше износостойкости закаленных сталей. Для некоторых сталей существует определенный уровень твердости, превышение которого приводит к снижению износостойкости. Объясняется это тем, что твердость, как показатель механических свойств сталей, не учитывает в полном объеме, процессов, происходящих при абразивном изнашивании [17, 13]. Необходим структурно-чувствительный критерий, по которому можно было бы предварительно оценить свойства материалов разной структурной основы до проведения испытаний на изнашивание.
Исследования показали [13, 37, 54], что при абразивном изнашивании наименьшую износостойкость имеют сплавы со структурой феррит+перлит. Абразивная частица легко разрушает структурные составляющие этих сплавов вследствие их низкой твердости и прочности. По этой же причине невысокую износостойкость имеют сплавы со структурой перлит+цементит. Значительно большую износостойкость показали сплавы, имеющие мартен-ситную структуру (рис. 1.2.3).
Образование мартенсита в поверхностном слое зависит от двух факторов: от условий охлаждения и химического состава. В зависимости от условий охлаждения детали количество мартенсита в поверхностном слое одного и того же химического состава может значительно изменяться. С увеличением скорости охлаждения происходит рост доли мартенсита. Однако его максимальное количество определяется химическим составом стали. Из всех легирующих элементов наибольшее значение для процесса образования мартенсита имеет углерод. Для низкоуглеродистых сталей (С = 0,05 - 0,3 %) наряду с ферритом может образовываться некоторое количество мартенсита.
Низкая устойчивость аустенита низкоуглеродистых нелегированных сталей приводит к появлению ферритной структуры в процессе охлаждения, выделение которой нельзя предотвратить даже большой скоростью охлаждения. С повышением содержания углерода в низкоуглеродистых сталях одновременно увеличивается и содержание мартенсита в их структуре. Однако низкая прочность ферритных составляющих приводит к снижению работоспособности поверхности детали, особенно при контакте с абразивом. Абразивная частица, внедряясь в ферритное зерно и прорезая его, приводит к возрастанию износа. Низкая твердость (200 - 300 НВ) определяет плохое сопротивление вдавливанию и резанию при попадании абразивных частиц на поверхность детали. Легирование низкоуглеродистой стали такими элементами как Ті, Nb, Zr, Та, V, W, Mo незначительно повышает износостойкость фер рита. В то же время высокая карбидообразующая способность этих элементов приводит к снижению содержания углерода в мартенсите и переход его в карбиды, приводя тем самым к падению прочности свойств мартенсита.
Таким образом, низкоуглеродистые низколегированные и легированные стали редко используются для создания закаленных структур.
Среднеуглеродистые стали (С = 0,3 — 0,9 %) при закалке менее склонны, чем низкоуглеродистые, к образованию феррита в структуре. Полнота протекания мартенситного превращения для этой группы сталей определяется содержанием углерода в них. Чем более полно углерод переходит при нагреве в твердый раствор и сохраняется в нем при охлаждении, тем выше износостойкость образующегося мартенсита. Легирование карбидообразую-щими элементами, повышая общую твердость поверхности за счет выделения специальных карбидов, приводит к снижению твердости самого мартенсита и росту доли феррита в структуре.
Легирование элементами — аустенизаторами, такими как Ni, Мп, повышает устойчивость аустенита в процессе охлаждения, предупреждая тем самым появление феррита в структуре. Однако, высокая устойчивость аустенита приводит к его частичному сохранению в структуре при мартенситном превращении. Сохранение устойчивости аустенита вплоть до комнатной температуры в высоколегированных никелево-марганцевых сталях может полностью предотвратить мартенситное превращение, смещая точку начала мартенситного превращения в область отрицательных температур.
Аустенит, с точки зрения износостойкости, более стойкая структурная составляющая по сравнению с ферритом. Прочностные свойства и твердость аустенита значительно изменяются в зависимости от системы легирования. Вместе с тем, несмотря на повышение прочности легированный аустенит всегда характеризуется более низкой стойкостью при абразивном изнашивании, чем мартенсит [13]. Таким образом, увеличение доли аустенита в структуре поверхностного слоя отрицательно сказывается на износостойкости упрочненной поверхности в целом.
Влияние предварительной термической обработки на комплекс физико-механических свойств и структурно-фазовый состав поверхностного слоя детали
Вид предварительной термической обработки, предусмотренный в технологическом процессе изготовления детали, имеет существенное влияние на результат операции упрочнения.
В зависимости от вида предварительной термической обработки могут существенно изменяться требования к выбору режимов лазерного упрочнения, обеспечивающих формирование наиболее износостойкого структурно-фазового состояния поверхностного слоя.
При скоростях нагрева, характерных для лазерной обработки, перлит сохраняет пластинчатое строение вплоть до температур Ась Выше этих температур в железоуглеродистых сталях начинается процесс превращения фер-ритно-перлитной или перлитной смеси в аустенит. Кристаллы аустенита зарождаются преимущественно на межфазных поверхностях раздела феррита с цементитом. Превращение состоит из двух параллельно идущих процессов: полиморфного а— у перехода и растворения цементита. Лазерная обработка обеспечивает нагрев поверхности с большой скоростью, что накладывает свои особенности протекания этих процессов. Полиморфное превращение мало зависит от скорости нагрева. Значительно сильнее скорость нагрева влияет на процесс растворения цементита и температуру конца полиморфного превращения (Тк). В зависимости от интенсивности перехода углерода из цементита в твердый раствор, температура конца полиморфного превращения железоуглеродистых сталей при лазерной обработке может существенно повышаться по сравнению со значениями точки Ас3 для сталей данного состава на диаграмме Fe-C. Исследования а -у перехода на стали У8 [85], выполненные при разных скоростях нагрева показали, что величина Тк может достигать 1000 С (рисунок 2.2.1.).
Как уже говорилось, процесс растворения цементита исходной структуры, сформированной предварительной термической обработкой - процесс диффузионный. Его неполное протекание вызывает появление неоднородности по углероду в образующемся аустените.
Кроме того, при скоростях нагрева, характерных для лазерной обработки, в ряде случаев этот процесс может пройти не в полном объеме и привести к наличию не растворившихся зерен цементита в аустенитной структуре. Все эти недостатки значительным образом влияют на процессы, происходящие при охлаждении, и отрицательно сказываются на работоспособности упрочненного слоя.
Факторы, определяющие процесс растворения цементита, можно разбить на две группы. Первая группа объединяет характеристики материала детали, подвергающейся лазерной обработке. Вторая — включает в себя технологические параметры процесса лазерной обработки. Влияние исходных характеристик материала детали на процесс растворения цементита особенно сильно зависит от содержания углерода в стали и размеров цементитных и ферритных составляющих, сформированных в результате предварительной термической обработки. Содержание углерода в стали определяет конечное его количество, которое должно быть получено в аустените при нагреве. Для обеспечения равномерных свойств поверхности в результате упрочнения в процессе нагрева должно произойти выравнивание концентраций углерода между цементитом, содержащим 6,67 % углерода и ферритом, количество углерода в котором не превышает 0,02 %. Кроме того, среднее содержание углерода в стали определяет процентное количество цементита в ее структуре (таблица 2.2.1.).
Значительную роль в процессе растворения цементита играет дисперсность перлитных составляющих в структуре стали. Дисперсность перлитных структур принято оценивать межпластиночным расстоянием (рисунок 2.2.2.).
Перлитная структура характеризуется межпластиночным расстоянием 5 10" — 710 м. Такие структуры характерны для различных видов отжига, кроме отжига на сферический феррит. Сорбитные структуры дают межпла цементит феррит станочное расстояние 3-10" - 4-10 м. Это группа сорбитных структур, получаемых в результате нормализации. При уменьшении межпластиночного расстояния до 1-10" — 2-10 м обеспечивается появление троостита. Степень дисперсности структурных составляющих определяет в процессе нагрева расстояние, на которое должен про диффундировать углерод. Процесс диффузии углерода, зарождающийся на границе цементита и феррита, должен охватить весь объем ферритноЙ пластины.
Таким образом, полнота протекания диффузионного процесса в стали характеризуется глубиной проникновения углерода в ферритной пластине и его концентрацией, которая должна быть достигнута на этой глубине. Требуемое расстояние для диффузии (хд) в каждом конкретном случае зависит от характера предварительной термической обработки и процентного количества цементита в стали данного состава и может быть определено следующим образом: где: х - межпластиночное расстояние, мм;
Именно на этом расстоянии от цементитной пластины должна быть достигнута средняя концентрация углерода в стали, для обеспечения равномерности его содержания в аустените. Предварительная термическая обработка детали, подвергающейся лазерному упрочнению, может существенно различаться. Соответственно будут различаться и расстояния, на которые должен продиффундировать углерод в процессе нагрева. Указанные расстояния были рассчитаны с использованием формулы (2.2.1.) и с учетом различного процентної-о соотношения феррита и цементита в структуре сталей с разным содержанием углерода (таблица 2.2.2.).
Рассмотренные выше требования к процессу диффузии охватывают влияние исходных характеристик материала детали на процесс нагрева при лазерном упрочнении. Значительную роль при их реализации имеют технологические параметры лазерного упрочнения. Эффективность протекания любого диффузионного процесса определяется двумя параметрами процесса нагрева: максимальной температурой и временем нагрева.
Для оценки количества вещества, диффундирующего в единицу времени в заданных условиях чаще всего используют второе уравнение Фика, которое в упрощенном виде выглядит следующим образом:
Следует отметить, что это уравнение справедливо только в том случае, когда коэффициент диффузии не зависит от концентрации, что имеет место только для само диффузии. Однако, это уравнение может быть применимо и в тех случаях, когда можно офаничиться приближенными данными. С этой целью указанное уравнение широко используется для оценки технологических процессов. Помимо концентрации коэффициент диффузии в значительной степени зависит от температуры и определяется следующим образом:
Изучение факторов, влияющих на параметры волнистости поверхности, подвергнутой лазерному упрочнению
Параметры волнистости детали, определяющие точность ее обработки, зависят от объемного эффекта, сопровождающего процесс упрочнения. Для оценки его влияния на изменение точности обработки поверхности детали необходимо учитывать как размеры упрочненного слоя, так и полноту протекания в нем мартенситного превращения.
Геометрические размеры упрочненного слоя определяются самой операцией лазерного упрочнения. Этап охлаждения при лазерной обработке во-многом определяет как геометрические размеры упрочненного слоя, так и его структурно-фазовое состояние. Значительный градиент температур, возникающий при охлаждении в поверхностных слоях детали по глубине, приводит к широкому разнообразию структурно-фазовых превращений, протекающих в таком слое. Глубина лазерного упрочнения определяется в первую очередь, протяженностью тех слоев материала, в которых прошли требуемые структурно-фазовые превращения и обеспечена мартенситная структура.
Основными технологическими параметрами, формирующими термический цикл при лазерной обработке, является мощность лазерного излучения и скорость его перемещения по поверхности. Сочетание этих параметров определяет такие наиболее важные характеристики термического цикла как максимальная температура нагрева и скорость охлаждения в критическом интервале температур.
Одним из условий осуществления мартенситного превращения в поверхностном слое является охлаждение стали из аустенитного состояния. Эффективную глубину обработки на мартенсит определяет положение изотермы с температурой выше температуры перехода в аустенитное состояние.
Большие скорости нагрева при лазерной обработке приводят к тому, что процесс растворения цементита и перехода углерода в твердый раствор сдвигается в область более высоких температур. Согласно данным работы [20] для протекания этого процесса в полном объеме температура нагрева при лазерном упрочнении должна быть не менее чем на 100 - 150 С выше критических точек для стали с данным содержанием углерода. Схема зоны лазерного упрочнения представлена на рис. 3.2.1.
С использованием методики расчета термического цикла лазерной обработки, рассмотренный в разделе 2.1., были рассчитаны глубина оплавленного слоя при обработке с оплавом, а также глубина упрочненного слоя при обработке с оплавом и без него в зависимости от погонной плотности мощности (рис. 3.2.2.).
Для расчета были использованы только те режимы лазерного упрочнения, которые обеспечивают на поверхности детали нагрев в пределах от 0,9 до 1,1 от температуры плавления. Для контактирующих поверхностей, работающих в присутствии абразива, требуемая толщина упрочненного слоя может изменяться от 100 мкм до 500 мкм. Исходя из этого, диапазон режи мов лазерной обработки должен быть скорректирован таким образом, чтобы поверхностный слой на указанной глубине был прогрет не ниже температур перехода в аустенитное состояние. Это требование позволило выделить из рассмотренных сочетаний режимов, те, которые наряду с заданными параметрами ветви нагрева обеспечивают также и заданную глубину обработки.
Результаты расчета были сопоставлены с экспериментальными данными работы [31] нарис. 3.2.3.
Для определения объемного эффекта в упрочненном слое помимо его размеров необходимо иметь данные о количестве мартенсита, сформировавшегося при обработке. Образование мартенсита зависит от двух факторов: скорости охлаждения и количества углерода в материале детали.
Подход к выбору скорости охлаждения должен следующие особенности, характерные для лазерной обработки. Во-первых, необходимо предотвратить процесс выделения цементита, приводящий к обезуглероживанию матрицы сплава. Появление цементита в закаленном поверхностном слое чаще всего происходит вследствие его неполного растворения при нагреве. Однако, для высокоуглеродистых сталей с содержанием углерода выше 1% выделение цементита может происходить еще в аустенитном состоянии. Мартенсит при этом будет образовываться уже из обедненного углеродом аустенита. Таким образом, изучение влияния скорости охлаждения на структурно-фазовые превращения в поверхностном слое должно начинаться с определения предельных значений, при которых будет предотвращаться образование цементита в поверхностном слое детали.
Второе требование, предъявляемое к скорости охлаждения, заключается в создании условий для протекания мартенситного превращения в стали. Сочетание мощности и скорости лазерной обработки должно обеспечивать такие значения скорости охлаждения, при которых будет предотвращен распад аустенита по диффузионному механизму. Появление ферритных и цементитных составляющих в стали, как правило, характеризуется разными
Разработка методики и определение средств проведения исследо ваний поверхностных слоев, после лазерного упрочнения
Целью исследований является определение влияния режимов лазерного упрочнения на глубину и качественные характеристики поверхностного слоя. Исследовались шероховатость, волнистость поверхности и структурно-фазовые превращения в сталях в зоне лазерного упрочнения в зависимости от режима лазерной обработки, содержания углерода и исходной структуры сталей.
Для изучения структурно-фазового состава сталей использовали металлографический, электронно-микроскопический и дюрометрический методы. Содержание углерода в сталях определяли при помощи электро-зондового рентгеноспектрального микроанализа. Шероховатость и волнистость поверхности исследовали на автоматизированном профи лом етре «Perthometer S8P» фирмы Feinpruef.
Металлографические исследования проводили на поперечных образцах. Для этого, обработанные лазером, образцы, разрезались поперек лазерных дорожек на плоскопараллельные пластины толщиной 10 мм, из которых приготовляли металлографические микрошлифы. Для выявления структуры использовали 3 % раствор азотной кислоты в этиловом спирте.
Металлографические исследования проводили на оптическом микроскопе «Neophot-21». Образцы исследовались при различных увеличениях от 100 до 1000 раз.
Степень упрочнения и глубину упрочненного слоя оценивали путем измерения микротвердости на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0,98 Н. Для определения значения Нц использовали не менее 5-10 измерений.
Методика проведения микрорентгеноспектрального анализа. Электро-зондовый рентгеноспектральный микроанализ проводили на рснтге носпектральном микроанализаторе «Камебакс-МБХ» фирмы «Камека». Содержание углерода определяли по методике «Микрорентгеноспектральный анализ углерода в сталях перлитного, феррито-перлитного, мартен ситного и аустенитного классов», разработанной в НПО ЦНИИТМАШ. Профили распределения углерода определялись в направлении от поверхности образцов через структурно-измененную зону на расстояние 1,5 мм. Локальность определения содержания углерода в заданном направлении составила 3 мкм. Методика проведения электронно-микроскопического исследования. Дислокационную структуру изучали методами электронной микроскопии на тонких фольгах на микроскопе Тесла-В8-540 с ускоряющим напряжением 120 кВт. Для исследования на электроискровом станке от упрочненного образца отрезали тонкую (0,5 - 0,8 мм) пластинку с лазерной дорожкой. Эту пластинку шлифовали со стороны поверхности образца для устранения дефектов. После устранения дефектов всю окончательную шлифовку до толщины 0,12 - 0,15 мм проводили со стороны реза. Из сошлифованной пластинки вырезали участок с лазерной дорожкой и разделяли его на части размером приблизительно 3x3 мм. Эти квадратики утоняли электролитически в хромовоортофосфорном электролите до получения отверстия. Подготовленные фольги обрезали еще раз таким образом, чтобы их можно было поместить в объектодержатель электронного микроскопа. Принятая методика изготовления фольг позволила изучить структуру упрочненного слоя на глубине 0,15 — 0,20 мм от поверхности упрочненного образца.
Использованные методики позволили получить данные о структурно-фазовом состоянии сталей в состоянии поставки, после предварительной термической обработки и лазерной обработки при различных режимах, шероховатости поверхности до и после лазерной обработки, содержании углерода в обработанных сталях, глубине и твердости упрочненного слоя. Методика исследования волнистости и шероховатости поверхности. Шероховатость и волнистость поверхности исследовали на автоматизированном профилометре «Perthometer S8P» фирмы Feinpruef. Образны из сталей с разным содержанием углерода (от 0,08 до 1,2 %) обрабатывались со следующими режимами; диаметр пятна фокусировки от 1 до 5 мм, скорость обработки от 0,4 до 3,3 см/с, мощность 750 Вт. Задача исследования микрогеометрии поверхностей, полученных лазерной обработкой, заключалась в исследовании топографии поверхностей, записи их профилей и измерения параметров шероховатости.
Запись топографии поверхностей и измерение параметров шероховатости производились в направлении следов обработки, запись профилей -вдоль и поперек следов обработки.
Измерялись следующие параметры шероховатости:Ra— среднее арифметическое отклонение профиля;
Получение топографии поверхности производилось на измерительной системе, сочетающей щуповой прибор, служащий для измерения шероховатости поверхности, и специальную установку для построения топограмм. Запись профилей осуществлялась аналогичным методом. Для реализации методики была определена схема измерения, приведенная на рис. 4.2.1.
Построение топографического изображения производилось таким образом, чтобы на топофамме рядом располагались участки необработанного материала и участок исследуемой поверхности, полученный в результате обработки лучом лазера. В среднем сечении топофаммы и в сечениях, расположенных на расстоянии от среднего сечения, равном % длины участка, служащего для записи топофаммы, производилась запись поперечных профилей поверхности. Фиксированное расположение поперечных профилей позволяет идентифицировать их с топографическим расположением поверхности. Для каждого режима обработки поверхности получали топограмму и три
