Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Литературный обзор 8
1.1. Технологии поверхностного лазерного упрочнения материалов 8
1.2. Процесс лазерного плавления 11
1.3. Процесс поверхностной лазерной обработки 13
1.4. Композиционные материалы
1.4.1. Общие сведения о композиционных материалах 14
1.4.2. Композиционные материалы с металлической матрицей 17
1.5. Выбор композиционного материала для лазерной обработки 21
1.5.1. Металлическая матрица 21
1.5.2. Упрочняющая фаза 23
Выводы к главе 1 32
Цели и задачи 35
ГЛАВА 2. Оборудование и материалы 36
2.1. Экспериментальные установки 36
2.1.1. Установка LASMA 1054 36
2.1.2. Установка Phenix РМ 100 39
2.1.3. Оборудование прессования-спекания 41
2.1.4. Анализ структуры и свойств композиционных материалов
2.1.5. Методика измерения коэффициента трения 43
2.2. Порошковые материалы 45
Результаты и выводы к главе 2 50
ГЛАВА 3 Лазерная наплавка КМ сталь СПН14А7М5-ТІС 51
3.1 Регрессионный анализ влияния параметров лазерной наплавки на геометрические характеристики наплавленного слоя 51
3.2. Определение оптимальных режимов лазерной напавки 62
3.3. Микроструктура и свойства материалов после ЛН 64
3.4. Термическая обработка (старение) наплавленных материалов 70
Результаты и выводы к главе 3 76
ГЛАВА 4 Селективное лазерное плавление КМ сталь СГШ14А7М5-ТІС 78
4.1. Особенности селективного лазерного плавления многокомпонентных систем 78
4.2. Микроструктура и свойства материалов сталь СПН14А7М5-ТІС после СЛП 80
Результаты и выводы к главе 4 86
ГЛАВА 5. Поверхностная лазерная обработка спеченных материалов сталь СПН14А7М5-ТІС 87
5.1. Исследование влияния пористости спеченной стали СПН14А7М5 на геометрические характеристики ванны расплава в процессе лазерной обработки 87
5.2. Критерии выбора параметров поверхностной лазерной обработки
4-5.3. Микроструктура и трибологические свойства спеченного материала сталь СПН14А7М5-ТІС после лазерной обработки 96
Результаты и выводы к главе 3 104
Общие выводы и результаты работы 105
Приложение 107
список литературы
- Процесс лазерного плавления
- Анализ структуры и свойств композиционных материалов
- Определение оптимальных режимов лазерной напавки
- Микроструктура и свойства материалов сталь СПН14А7М5-ТІС после СЛП
Введение к работе
Актуальность работы
В настоящее время для изготовления высоконагруженных деталей и конструкций все более возрастают требования к композиционным материалам (КМ). В связи с этим ведутся работы по совершенствованию составов материалов и технологических процессов их производства. Среди КМ находят широкое применение карбидостали (содержание карбидов от 20 до 70%), которые обладают высокими показателями твердости и износостойкости, имея в основе стальную матрицу. Введение большого количества карбидной фазы приводит к потере пластичности материала, что не позволяет использовать его в условиях динамических нагрузок, а при малых количествах ТІС образующейся жидкой фазы при спекании не достаточно для ликвидации остаточной пористости.
Получение беспористых КМ на основе стали и карбида титана представляется возможным при помощи аддитивных методов лазерной обработки и поверхностного лазерного оплавления.
Устранение остаточной пористости в спеченных материалах возможно путем лазерной оплавления рабочей поверхности изделия. Формирующийся беспористый упрочненный слой обладает повышенными значениями твердости и износостойкости.
Поверхностную обработку изделий возможно также проводить путем нанесение защитных покрытий из КМ методом лазерной наплавкой. Покрытия характеризуются 100-ой плотностью и повышенными трибологическими характеристиками.
Метод селективного лазерного плавления (СЛП) позволяет изготавливать изделия конечной формы и заданных размеров из композиционных материалов, и представляет собой процесс постепенного наращивания (добавления) материала путем расплавления основы и присадочного порошкового материала лазерным лучом.
Высокие скорости охлаждения при лазерной обработке сопровождаются закалкой, что приводит к охрупчиванию карбидостали и осложняет их использование в качестве конструкционного материала. Только мартенситостареющие стали после закалки сочетают высокую твердость с достаточной пластичностью. Поэтому в работе в качестве материала матрицы была выбрана мартенситостареющая сталь СПН14А7М5, а в качестве упрочняющей фазы - карбид титана.
Таким образом, работа по повышению трибологических и физико-механических характеристик композиционных материалов сталь
СПН14А7М5-ТІС с использованием технологий лазерной обработки является актуальной.
Цель диссертационной работы
Разработка процесса лазерной наплавки композиционного материала сталь СПН14А7М5-ТІС при создании упрочняющих покрытий, исследование процесса селективного лазерного плавления композиционного материала сталь СПН14А7М5-ТІС, а также изучение процесса поверхностного лазерного оплавления спеченных КМ для повышения трибологических свойств поверхности. Для достижения указанной цели решались следующие задачи:
-Исследовать влияние параметров лазерной наплавки (лазерной мощности, скорости сканирования, расхода порошка и содержания карбидной фазы) на геометрию единичных слоев в форме валика и на глубину зоны смешивания наплавляемого материала с материалом основы, определить оптимальные значения параметров;
Исследовать процесс структурообразования и дисперсного упрочнения КМ сталь СПН14А7М5-ТІС при лазерной наплавке и последующей термической обработке;
Провести сравнительный анализ микроструктуры и свойств материалов, полученных лазерной наплавкой, селективным лазерным плавлением и поверхностным лазерным оплавлением.
- Установить закономерности влияния пористости материала на
распространение теплового фронта при поверхностной лазерной обработке;
- Исследовать влияние поверхностной лазерной обработки на структуру и
трибологические свойства спеченных образцов СПН14А7М5-ТІС.
Методы исследования
Эксперименты проводились в лаборатории «Диагностики и инженерии промышленных процессов» (DIPI, Сент-Этьенн, Франция, директор проф. И.Ю. Смуров). Лазерная наплавка и поверхностная лазерная обработка осуществлялась на установке Trumpf LASMA 1054, оснащенной непрерывным твердотельным Nd: YAG лазером HAAS 2006D с длиной волны 1064 нм и максимальной мощностью 4 КВт. Для селективного лазерного плавления порошка использовали установку РМ100 Phenix Systems, оснащенную непрерывным иттербиевым волоконным лазером (IPG Photonics Corp.) с максимальной мощностью 200 Вт и длиной волны 1075 нм. Прессование проводилось на гидравлическом прессе в пресс-форме с двусторонним обжатием. Спекание осуществлялось в вакуумной электропечи «ВАКЭТО». Шлифы полученных образцов анализировались на оптическом
микроскопе ZEISS Axioscope Al и электронном растровом микроскопе TESCAN Vega 3 SB с EDS. Микротвердость определялась на твердомере BUEHLER Omnimet МНТ 5104. Для определения фазового состава образцов съёмка рентгеновских спектров проводилась на автоматизированном дифрактометре марки ДРОН-4 с использованием монохроматического Си-Ка. Комплексные трибологические исследования проводились на автоматизированной установке Tribometer («CSM Instruments»). Научная новизна
-
Выявлен экстремальный характер зависимости размера зерна ТіС от его содержания в материале сталь СПН14А7М5-ТІС при селективном лазерном плавлении. Размер выделяющихся в процессе перекристаллизации из расплава частиц ТіС достигает минимального значения 200 нм при содержании ТіС 30%, что объясняется преобладанием фактора увеличения скорости охлаждения с добавлением ТіС над агломерацией выделяющихся частиц карбида титана.
-
Установлены закономерности влияния содержания карбида титана в стальной матрице на геометрические характеристики единичного слоя в процессе лазерной наплавки, заключающиеся в том, что при увеличении содержания ТіС от 0 до 20% высота единичного слоя уменьшается в 1,5-2 раза в результате преобладания скорости кристаллизации ванны расплава над увеличением количества образующейся легкоплавкой эвтектики Fe-TiC. Практическая значимость
1. Разработан процесс получения покрытий СПН14А7М5-ТІС методом
лазерной наплавки с последующим старением. Установлено влияние
параметров лазерной наплавки и содержания ТіС на геометрические
характеристики наплавленных единичных слоев. Полученные материалы
характеризуется 100%-ой плотностью и повышенными трибологическими
характеристиками.
2. Выполнена модернизация модели нагрева тела непрерывно
действующим лазерным источником применительно к пористой спеченной
стали СПН14А7М5. Расчетно-экспериментальным путем определены
коэффициенты теплопроводности, теплоемкости и поглощения лазерного
излучения. Предложенная модель позволяет рассчитывать и регулировать
величину формирующегося беспористого слоя при поверхностной лазерной
обработке.
3. Разработанный процесс получения покрытий сталь СПН14А7М5 с добавлением 10% ТіС методом лазерной наплавки апробирован в условиях серийного производства ЗАО «Опытный завод НЕФТЕГАЗМАШ», применительно к деталям ролика вкладыша направляющего буровой штанги.
Показано, что нанесение данного покрытия позволило повысить ресурс ролика в 1,8-2,2 раза по сравнению с роликами без покрытия.
На защиту выносятся
- Результаты исследований влияния параметров лазерной наплавки и состава
композиционного материала (количества ТіС) на геометрические
характеристики валика;
Разработанный технологический процесс нанесения покрытий СПН14А7М5-ТІС методом лазерной наплавки с последующим старением;
Результаты сравнительного анализа микроструктуры и свойств композиционных материалов сталь СПН14А7М5-ТІС, полученных аддитивными лазерными технологиями (лазерной наплавкой и селективным лазерным плавлением) и поверхностным лазерным оплавлением;
- Модернизированная модель нагрева тела непрерывно действующим
лазерным источником, позволяющая рассчитывать и регулировать величину
формирующегося беспористого слоя в стали СПН14А7М5 при
поверхностной лазерной обработке;
- Результаты исследования влияния поверхностной лазерной обработки на
физико-механические и трибологические свойства спеченных образцов
СПН14А7М5-ТІС.
Апробация работы
Основные результаты работы докладывались и обсуждались на международных научных форумах и конференциях: 6-я Международная конференция «Материалы и покрытия в экстремальных условиях: исследования применение, экологически чистые технологии производства и утилизации изделий», (Украина, Большая Ялта, 2010); Международный симпозиум «Инженерия поверхности. Новые порошковые композиционные материалы. Сварка», (Белоруссия, Минск, 2011); SMT-26: Proceedings of 26th conference on surface modification technology (Франция, Лион, 2012); 7-ая Международная конференция «Материалы и покрытия в экстремальных условиях», (Украина, Кацивели, 2012); 10-ая Международная научно-техническая конференция «Новые материалы и технологии: порошковая металлургия, композиционные материалы, защитные покрытия, сварка» (Белоруссия, Минск, 2012); Международная конференция «Порошковая металлургия: ее сегодня и завтра» (Украина, Киев, 2012). Публикации по теме диссертации
По материалам диссертации имеется 11 публикаций, в том числе 5 статей в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК, 5 тезисов и докладов в сборниках трудов конференций, 1 ноу-хау.
Структура и объем диссертации
Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав, общих выводов и списка использованных источников. Диссертация имеет объем 120 страниц, включая 21 таблиц, 68 рисунков, список использованных источников из 101 наименований.
Процесс лазерного плавления
Наибольшее применение в машиностроении получили композиционные материалы на основе сплавов железа, титана, никеля, кобальта, меди, алюминия, магния, армированных высокопрочными непрерывными углеродными, борными, карбидными, молибденовыми, вольфрамовыми волокнами или тугоплавкими мелкодисперсными частицами. Волокнистые и дисперсно—упрочненные композиционные материалы превосходят металлы и сплавы по усталостной прочности, термостойкости, виброустойчивости, шумопоглощению, ударной вязкости и другим свойствам [25].
Волокнистые композиционные материалы. Матрица передает напряжение высокопрочным волокнам при их объемном содержании до 50-70% за счет сил сцепления на границе раздела волокно-матрица. Поскольку упрочнение зависит главным образом от свойств армирующего волокна - 18-(матрица действует как среда для передачи напряжения), такие системы по своим высокотемпературным характеристикам превосходят системы на основе дисперсных частиц. Волокнистые композиционные материалы имеют анизотропные свойства, обусловленные расположением волокон в том или ином направлении.
Упрочнение алюминиевых сплавов волокнами бора значительно улучшает их механические характеристики и позволяет повысить температуру эксплуатации сплава с 250-300 до 450-500С. Легирование расплавов карбидными и интерметаллическими соединениями, образующими при охлаждении в контролируемых условиях волокнистые или пластинчатые кристаллы, приводит к упрочнению сплавов и позволяет повысить температуру их эксплуатации на 60-80С [26].
Дисперсно-упрочненные композиционные материалы. В матрице равномерно распределены мелкодисперсные частицы армирующего компонента. Такие композиционные материалы обладают изотропными свойствами.
В дисперсно-упрочненных материалах заданные прочность и надежность достигаются также путем формирования определенного структурного состояния. Эффективное торможение дислокаций сочетается с их равномерным распределением в объеме материала [27].
Существует несколько способов повышения механических свойств: Дисперсионно-твердеющие материалы получают высокотемпературной закалкой с последующим искусственным старением при температуре, близкой к рабочей. Происходит образование химически устойчивых неметаллических фаз субмикронного размера, которые тормозят перемещение дислокаций при высокой температуре [27, 28].
Для дисперсионно-твердеющих материалов характерен механизм упрочнения Орована (рис. 1.6). Согласно нему дислокации при своем движении удерживаются частицами фазы-упрочнителя, пока прилагаемое напряжение не будет достаточным, чтобы линия дислокации прогнулась и прошла между частицами, оставив вокруг них дислокационные петли. Соответственно, уменьшается расстояние между частицами и возрастает напряжение для прохода следующего фронта дислокаций. Механизм упрочнения работает до (0.7-0.8)Тпл, так как с ростом температуры происходит постепенное растворение частиц фазы-упрочнителя, увеличивается расстояние между ними и уменьшается эффект упрочнения [29, 30].
Дисперсно-упрочненные материалы получают путем образования или введения тугоплавких мелкодисперсных частиц (карбидов, боридов, оксидов и т.д.), не растворяющихся при изготовлении изделия или эксплуатации. Введение, например, Zr02 в сплав позволяет получать дисперсно-упрочненные жаропрочные сплавы, работающие под нагрузкой при 1100-1200 С, причем предел работоспособности обычных жаропрочных сплавов при тех же условиях составляет 1000-1050С [27, 31].
Анализ структуры и свойств композиционных материалов
Рабочая температура внутренней камеры до 900 С, что позволяет изготавливать детали не только из металлических порошков, но и из керамики. Печь представляет собой замкнутую среду с инертным газом внутри (азот или аргон, максимальный расход газа 50 л / мин). Порошок наносится слоями при помощи валика. После лазерного сканирования каждого слоя, пластина производственного модуля опускается на толщину слоя, при этом сохраняя поверхность в фокальной плоскости. Управление всеми функциями машины осуществляется через компьютер.
Источником излучения является YLR-200 CW иттербиевый волоконный лазер производства IPG Photonics с максимальной мощности Прессование образцов сталь СПН14А7М5-ТІС с различной величиной пористости для поверхностной лазерной обработки проводилось на гидравлическом прессе с максимальным усилием 50 кН в пресс-форме с двухсторонним обжатием. Диаметр пресс-формы составлял 15 мм. Спекание осуществлялось в вакуумной электропечи «ВАКЭТО» с вольфрамовым нагревателем и молибденовым экраном.
Поперечные и продольные сечения образцов были проанализированы на оптическом микроскопе ZEISS Axioscope Al (рис. 2.7 а) и электронном растровом микроскопе TESCAN Vega 3 SB с EDS (рис. 2.7 б). Микротвердость определялась на твердомере BUEHLER Omnimet МНТ 5104 (рис. 2.7. в).
Испытание трибологических свойств в ИЛФП (Испытательной Лаборатории Функциональных Поверхностей) проводили по МВИ (Методики Испытаний) ФР. 1.28.2010.07504 [45]. Данная методика устанавливает порядок выполнения измерений коэффициента трения f в диапазоне (0,01- 1) на машине трения TRIBOMETER фирмы CSM (далее -машина трения) и предназначенная для проведения экспериментальных, научно-исследовательских и опытно конструкторских работ, в которых необходимо контролировать коэффициент трения и скольжения / изделий независимо от материала и способа изготовления (получения), в том числе поверхности покрытий, тонких пленок и многослойных структур. Измерение силы трения скольжения возможно проводить как в режиме линейного возвратно-поступательного (рис. 2.8. а), так и вращательного движения (рис. 2.8.6). Схема испытания: а - возвратно-поступательное движение; б - вращательное движение -44-При достижении заранее установленной пороговой величины коэффициента трения, либо после совершения определенного количества циклов, происходит автоматическая приостановка эксперимента. Комплексные трибологические исследования включают непрерывную запись коэффициента трения, а также фрактографическое исследование, в том числе измерение профиля бороздки и пятна износа, по результатам которого проводят расчет износа образца и контртела.
Диаметр пятна износа контртела - шарика определяют при визуальном наблюдении на оптическом микроскопе Axiovert 25. Измерение вертикального сечения бороздок износа проводят на профилометре, типа Механическое смешивание-измельчение компонентов стали и карбида титана осуществляли в планетарной мельнице. Данная технология приготовления материала позволила интегрировать в ванну расплава при лазерной наплавке частицы фазы-упрочнителя размером меньше 10 мкм. Порошок железа использовался довольно крупный, больше 100 мкм, с целью создания композитного порошка, путем механического сцепления более мелких и твердых частиц карбида титана (10 мкм) с крупными и пластичными частицами железа (рис. 2.9.).
Порошковая смесь материала СПН14А7М5/ТІС: а- общий вид порошковой смеси; б - частица композиционного порошка; в - распределение химических элементов Для приготовления механических смесей использовалась планетарная мельница PULVERISETTE 5 classic line фирмы Fritsch (производство Германия) с двумя фиксаторами для размольных стаканов (рис. 2.10.). Смешивание компонентов осуществлялось в спирте с соотношением спирт/порошковая смесь - 1/10. Для смешения исходные вещества в заданных массовых соотношениях загружались в барабаны мельницы вместе с измельчающими телами и спиртом. Смешение проводилось при следующих условиях: рабочий объем барабана - 500 см3; частота вращения барабанов - 300 об/мин; масса шаров/масса шихты - 5/1. В эксперименте использовались стальные шары диаметром 5 мм. Оптимальное время смешивания 10 мин.
Для изготовления композиционных материалов методами лазерного плавления использовались смеси порошков из стали СПН14А7М5 и карбида титана с размером частиц железа порядка 100 мкм и частиц карбида титана 10 мкм. Механическое смешивание всех составляющих сталь компонентов и карбида титана в планетарной мельнице позволило создать композитный порошок за счет механического сцепления твердых частиц карбида титана с пластичными частицами железа и разницы в размере частиц на один порядок.
Поверхностную лазерную обработку проводили на образцах из стали СПН14А7М5 и карбида титана, полученных методом прессования-спекания. Прессование проводилось с двусторонним обжатием, спекание осуществлялось в вакуумной печи.
Определение оптимальных режимов лазерной напавки
Определяющими критериями при выборе оптимальных параметров лазерной наплавки являются соотношение между высотой и шириной валика H/W, минимальная глубина проплавлення подложки h min, а также максимальный коэффициент использования порошка Ер- тах. Формирование покрытия происходит послойно путем многократного нанесения валиков рядом друг с другом, формирующих каждый слой. Во -63-избежание образования пористости между валиками в процессе их нанесения оптимальным соотношением высоты валика Н и его ширины W является 0,2-Ю,25 [53]. При таком соотношении валики накладываются достаточно ровно, формируя гладкий слой. Одновременно глубина проплавлення подложки h должна быть минимальна для снижения области смешивания наплавляемого материала с материалом подложки, в которой свойства будут отличаться как от исходных свойств подложки, так и от поверхностных свойств покрытия, и уменьшения термического влияния на подложку. Также коэффициент использования порошка Ep=2/3-p-H-W-V/F, где р - плотность нанесенного материала, который определяет долю расходуемого материала, пошедшую на формирование покрытия, должен быть максимален. Исходя из заданных критериев, для каждого из составов были определены оптимальные параметры лазерной наплавки (табл. 3.4), по которым получены используемые для исследования образцы.
Механизм кристаллизации расплава и образование структуры после лазерной наплавки определяется особенностями процесса лазерной обработки. Процесс затвердевания расплавленного металла, при котором достигаются высокие скорости охлаждения, можно охарактеризовать как закалку из жидкого состояния. Происходит образование пересыщенного твердого раствора и сильное измельчение структуры. Образование мелкодисперсной структуры объясняется большой скоростью образования зародышей (центров кристаллизации) из-за уменьшения размера критического зародыша и меньшей скоростью их роста вследствие подавления диффузионных процессов.
Форма зерна и его внутреннее строение может изменяться в зависимости от скорости охлаждения [57]. В данном случае наибольшая скорость охлаждения достигается на границе с подложкой или с предыдущим нанесенным слоем, а у поверхности расплава переохлаждение меньше. Поэтому на границе с предыдущим слоем столбчатые зерна (дендриты) растут от границы к поверхности расплава (рис. 3.7. а), а ячеистые зерна образуются ближе к поверхности (рис. 3.7. б).
Характерная форма зерна: а - на границе между нанесенными слоями; б - на поверхности образца. Материал СПН14А7М5-10%об.ТіС В многослойных покрытиях ячеистая и дендритная структура чередуется между собой. Однако дендриты присутствуют только в тонкой приграничной зоне между слоями. Выделение мелкодисперсных кубических частиц карбида титана, которые становятся центрами кристаллизации, способствует измельчению зерна. При наплавке растворение частиц карбида титана в жидкой фазе приводит к его перекристаллизации и образованию карбидных зерен, являющихся центрами кристаллизации расплава (рис. 3.8.). Но мелкие частицы ТІС полностью растворяются и выделяются в форме правильных кубических карбидов (рис. 3.8. а). В то время как крупные не успевают полностью раствориться в расплаве из-за высокой скорости охлаждения, и лишь частично растворяются, оставаясь в структуре материала (рис. 3.8. б). Благодаря изначально небольшому размеру мелких частиц (5-7 мкм) размер образующихся первичных ТіС не превышает 3-5 мкм.
Таким образом, при лазерной наплавке материала наблюдается изменение формы и размера частиц карбида. Перераспределение и массоперенос карбидной фазы осуществляются за счет: а - миграции расплава; б - диффузионного растворения частиц карбида в жидкой фазе и последующего его выделения. Кинетика процессов обусловлена относительными объемами тугоплавкой и жидкой фаз, их составом, значениями межфазной поверхностной энергии на границе тело-жидкость-газ, растворимостью карбидов титана в жидкой фазе, химическими реакции, протекающими на межфазной границе [59]. Все это свидетельствует, что формирование структуры материала определяется составами упрочняющей -фазы и металлической связки и условиями нагрева и охлаждения, то есть режимами лазерной обработки.
Структуры стали СПН14А7М5 с 0, 10, 20%об. TiC представлены на рисунке 4.9. Чистая сталь представляет собой мартенситную структуру с малым значением пористости ( 0,5%) обусловленной десорбцией газа с поверхности порошка (рис. 3.9. а). С добавлением карбида титана формирование структуры происходит следующим образом: первичный карбид титана выделяется из расплава и является центром кристаллизации. Затем происходит формирование зерен, по границам которых выделяются колонии эвтектики ТІС - Fe, TiC - Ni (рис. 3.9. б, в). Увеличение содержания карбида титана в порошковой смеси способствует увеличению количества выделяющихся первичных карбидов и измельчению структуры сплава. Поскольку начальный размер частиц TiC был мал (около 5 -7 мкм), в микроструктуре они не агломерируют, а выделяются в виде мелкодисперсной фазы [60].
Микроструктура и свойства материалов сталь СПН14А7М5-ТІС после СЛП
Поверхностная лазерная обработка способствует как залечиванию остаточной пористости, так и приводит к структурным преобразованиям, сопровождающимся повышением твердости и износостойкости материала.
Изучение микроструктуры и трибологических свойств материалов после поверхностной лазерной обработки проводилось на спеченных образцах стали СПН14А7М5 с добавлением карбида титана он 0 до 30%об.
Получение стали СПН14А7М5 методом порошковой металлургии характеризуется достаточно высокими значениями остаточной пористости в образцах. Это обусловлено преимущественно твердофазным механизмом спекания, усадка при котором обеспечивается за счет длительных диффузионных процессов. Для устранения остаточной пористости применялась технология поверхностной лазерной обработки. Она способствовала залечиванию пор в приповерхностном слое материала, а также приводила к структурным преобразованиям, увеличивающим поверхностную твердость стальных образцов. Структура спеченной стали состоит из зерен твердого раствора a-Fe и частиц NiAl (рис. 5.4).
Сталь СПН14А7М5 после поверхностной лазерной обработки характеризуется выраженной зёренной структурой. Размер зерен достигает 100 мкм, что не характерно для лазерной обработки поверхности (рис. 5.5.).
Большой размер зерен связан со сниженным теплоотводом. В результате высокого значения пористости теплота, после лазерной обработки, аккумулируется в материале и приводит к рекристаллизации зерен. Анализ зависимости размера зерен от параметров лазерной обработки и пористости материала показывает, что размер зерна в большей степени зависит от пористости материала и от мощности лазера: с их увеличением зерна растут, в то время как скорость сканирования не оказывает существенного влияния (рис. 5.6.).
Микроструктура образца после поверхностной лазерной обработки: а увеличение х400; б - увеличение х800; в 16%, Р 400 Вт, К 6,7 мм/сек
Интерметаллидная фаза NiAl частично растворяется в a-Fe, увеличивая параметр ее решетки, частично кристаллизуется по границам зерен (рис. 5.5 б). Период решетки a-Fe увеличен по сравнению с табличным а=2.866 А. Это указывает на то, что в фазе растворены алюминий, а также молибден: они растворяются в a-Fe с увеличением периода решетки. Результаты фазового анализа представлены в таблице 5.3.
Зависимость размера зерна стали СПН14А7М5 после лазерной обработки от мощности лазера и пористости материала С добавлением карбида титана происходит резкое измельчение зерна. Первичный TiC выделяется при охлаждении расплава, являясь центром его кристаллизации (рис. 5.7 а). Увеличение содержания карбидной фазы приводит к увеличению количества центров кристаллизации, а также к росту дендритов карбида титана (рис. 5.7 б-в). Это сопровождается ростом твердости материала, но может вызвать его охрупчивание.
После лазерной обработки поверхности значения твердости материалов значительно повышаются (рис. 5.8). Термическая обработка лазером представляет собой закалку, что способствует увеличению твердости стали. С добавлением карбида титана происходит его растворение в стали и выделение в виде равномерной сетки дендритов TiC. Совмещение этих двух эффектов приводит к значительному росту твердости в материалах. 0%ТІС —е-10%ТіС 20%ТІС —— 30%ТІС спеченный материал 800
Распределение твердости спеченных материалов СПН14А7М5-ТІС с содержанием карбида титана от 0 до 30%об. после поверхностной лазерной обработки Поверхностная лазерная обработка спеченных образцов сталь СПН14А7М5-ТІС залечивает поверхностную пористость и позволяет провести испытания на износ. Трибологические испытания проводились на образцах чистой стали, а также стали с 10 и 30%O6. TiC с целью определения влияния добавки ТіС на износостойкость композиционных материалов.
В таблице 5.4 приведены значения установившегося коэффициента трения на линейном участке кривой зависимости коэффициента трения от пробега, а также приведенные скорости износа образца и контртела. Износ -образцов из чистой стали максимальный, далее с увеличением содержания карбида титана в стали износ значительно уменьшается.
В случае с образцом состава сталь СПН14А7М5-30%обТіС, износ материала и контртела значительно меньше, чем для чистой стали. Это связано с различными механизмами изнашивания. Сталь СГШ14А7М5 и материал контртела ШХ15 достаточно близки по механическим свойствам, имеют примерно одинаковую твердость, пластичны. В связи с этим происходит интенсивный износ и контртела, и исследуемого образца. Возможно адгезионное взаимодействие и схватывание.
Легирование стали карбидом титана до 30%об. вызывает увеличение твердости с 500 HVo.i до 650 HV01. Поэтому в этом случае имеет место преимущественно абразивное изнашивание контртела, практически без истирания исследуемого материала (рис. 5.9).
Трехмерные фотографии бороздок износа (а - 0%обТіС; б - 10%обТіС; в 30%о6.ТіС) Таким образом, в процессе исследования было установлено, что износостойкость композиционного материала сталь СПН14А7М5-ТІС растет с увеличением содержания в нем карбида титана.
