eng
TS_pub
technospheramag
technospheramag
ТЕХНОСФЕРА_РИЦ
Выпуск #6/2022
В. П. Бирюков
Влияние лазерного легирования и наплавки на механические и триботехнические свойства поверхностей сталей
Влияние лазерного легирования и наплавки на механические и триботехнические свойства поверхностей сталей
Просмотры: 1186
DOI: 10.22184/1993-7296.FRos.2022.16.6.454.463
В работе представлены результаты металлографических и триботехнических исследований образцов стали 20Х13 легированной с помощью лазерного луча порошком Fe-Cr-V-W-Mo и с добавлением в шихту 5 об. % нано-порошка карбида тантала. Элементный анализ показал, что легирующие элементы, находящиеся в шихте распределены равномерно по глубине слоя. Поперечные колебания лазерного луча привели к повышению производительности процесса лазерного легирования. В результате анализа результатов триботехнических испытаний, установлено, что легированные слои имели более низкие коэффициенты трения при добавке в шихту нано карбидов тантала, и более высокую износостойкость по сравнению с основной шихтой и исходной сталью.
В работе представлены результаты металлографических и триботехнических исследований образцов стали 20Х13 легированной с помощью лазерного луча порошком Fe-Cr-V-W-Mo и с добавлением в шихту 5 об. % нано-порошка карбида тантала. Элементный анализ показал, что легирующие элементы, находящиеся в шихте распределены равномерно по глубине слоя. Поперечные колебания лазерного луча привели к повышению производительности процесса лазерного легирования. В результате анализа результатов триботехнических испытаний, установлено, что легированные слои имели более низкие коэффициенты трения при добавке в шихту нано карбидов тантала, и более высокую износостойкость по сравнению с основной шихтой и исходной сталью.
Теги: laser alloying power equipment surface microstructuring triboengineering лазерное легирование микроструктурирование поверхности триботехника энергетическое оборудование
Влияние лазерного легирования и наплавки на механические и триботехнические свойства поверхностей сталей
В. П. Бирюков
Институт машиноведения им. А. А. Благонравова РАН, Москва, Россия
В работе представлены результаты металлографических и триботехнических исследований образцов стали 20Х13 легированной с помощью лазерного луча порошком Fe-Cr-V-W-Mo и с добавлением в шихту 5 об. % нано-порошка карбида тантала. Элементный анализ показал, что легирующие элементы, находящиеся в шихте распределены равномерно по глубине слоя. Поперечные колебания лазерного луча привели к повышению производительности процесса лазерного легирования. В результате анализа результатов триботехнических испытаний, установлено, что легированные слои имели более низкие коэффициенты трения при добавке в шихту нано карбидов тантала, и более высокую износостойкость по сравнению с основной шихтой и исходной сталью.
Ключевые слова: лазерное легирование, триботехника, микроструктурирование поверхности, энергетическое оборудование
Статья получена: 04.07.2022
Статья принята: 29.08.2022
Введение
Контролируемое формирование определенного микроструктурного состояния в поверхностных слоях за счет введения различных добавок в шихту карбидов, оксидов и нитридов металлов, полученных лазерным легированием и наплавкой, могут значительно увеличить срок службы деталей машин и конструктивных элементов энергетического оборудования [1]. Лазерное поверхностное легирование направлено на изменение микроструктуры и состава приповерхностной области подложки путем ее плавления лучом высокой мощности и порошковой смеси для формирования зоны с новыми улучшенными характеристиками [2, 3]. Добавление керамических частиц в железую (Fe) матрицу позволяет сочетать в себе преимущества высокой твердости и износостойкости керамических частиц и превосходной ударной вязкости матрицы Fe, что является эффективным способом повышения ресурса работы конструкционных сталей [4–6].
На образец из нержавеющей стали AISI 304 [7] размером 50 × 30 × 5 мм было нанесено шликерное покрытие порошком TiC с размером частиц 10–14 мкм с органическим связующим толщиной 150 мкм. Обработку выполняли на импульсном YAG лазере (ALPHALASER, Германия) с максимальной мощностью 200 Вт, с частотой импульсов в диапазоне 0,5–20 Гц, диаметром луча 1,5 мм. Пиковая мощность составляла 1–3,5 кВт. Среднее значение микротвердости составило 800–1 200, 500–800, 400–600, 380–680, 550–600 HV0.05 для образцов, обработанных с пиковой мощностью излучения 1–1,5, 2,0, 2,5, 3,0, 3,5 кВт соответственно. Средняя твердость поверхности из нержавеющей стали 304 (220 HV0.05) повышается до 400–1 200 HV0.05 в зависимости от параметров лазерной обработки.
Материалом подложки была нержавеющая сталь [8] марки 304 с размерами 50 × 50 × 6 мм. Порошки для лазерного легирования Al, Si, Ti, Ni и WC(10, 20, 30%) с размером частиц 20–50 мкм смешивали в вакуумной шаровой мельнице в течение 2 ч. Шликерное покрытие наносили толщиной 0,7 мм со связующим веществом, содержащим ацетат целлюлозы, и сушили в печи при 80 °C в течение 1 часа. Лазерное легирование образцов выполняли при мощности излучения волоконного лазера (YLS‑5000, IPG Photonics) 1 800 Вт, диаметре луча 3 мм, скорости его перемещения 0,01 м / с. Триботехнические испытания легированных образцов выполняли на машине трения Brooks, без смазочного материала по схеме «шар (WC диаметром 9,5 мм, твердостью 1 700 HV)-диск (исследуемый образец)», при комнатной температуре, с нагрузкой 100 Н, линейной скоростью скольжения 0,031 м / с, с радиусом скольжения 3 мм и пути трения 56,5 м. Средняя микротвердость покрытия с 20% WC составляет 960,5 HV0.2, что в 4,4 раза больше, чем у подложки, и намного выше, чем у покрытия без WC. С увеличением содержания WC увеличивается максимальный коэффициент трения покрытий. Покрытие с 20% WC обладает самой низкой степенью износа, которая в основном связана с абразивным износом.
В качестве материала подложки [9] использовалась стальная пластина толщиной 8 мм из нержавеющей стали марки 304. Для лазерной наплавки были использованы порошки карбида вольфрама (WC) и из нержавеющей стали 316 Л с размерами частиц 15–100 мкм. Для обработки применяли волоконный лазер IPG мощностью 10 кВт, оптическую головку с коаксиальным соплом для подачи порошка, устройство подачи порошка GTV с двумя бункерами и робот KUKA для управления положением головки. Диаметр лазерного луча составлял 2,2 мм. Длина прохода составляла 60 мм. После нанесения первого слоя головка перемещалась вертикально вверх на 0,6 мм. Микротрещины можно было обнаружить в композитах после нанесения пяти слоев при мощности излучения лазера 800 Вт, скорости перемещения головки 0,3 м / мин, и содержании 16,7% WC.
Для экспериментов использовали пластины из мягкой стали [10] A36 с размерами 75 × 60 × 10 мм. Порошки стали AISI 420 + VC (10, 20, 30, 40 мас. %) перемешивали в течение 12 ч для достижения равномерного распределения. Для процесса наплавки был использован диодный лазер мощностью 8 кВт с длиной волны 975 нм и 6‑осевой робот KUKA. Обработку выполняли при мощности лазера 3 200 Вт, скорости сканирования 5 мм / с и расходе порошка 0,618 г / с. Для предварительного нагрева подложки была выбрана температура 250 °C. Коэффициент перекрытия лазерных треков составлял 25%. Увеличение содержания VC приводило к увеличению микротвердости матрицы. Эрозионная стойкость AISI 420 SS увеличивалось с увеличением доли VC. Однако улучшения не наблюдалось, когда доля VC была выше 30 мас. %.
Для выполнения лазерной наплавки [11] были использованы порошки из стали AISI 431, изготавленных с помощью распыления водой, с размерами частиц 69–101 мкм, и из стали AISI 316L, изготовленных распылением газом, с размерами частиц 45–106 мкм. В качестве подложки использовали углеродистую сталь ASTM A‑36 в виде пластины толщиной 6,35 мм. Для лазерной наплавки был взят дисковый лазер (TruDisk 6002, Thumpf Inc) с максимальной мощностью 6000 Вт и диаметром волокна 200 мкм. Система перемещения состояла из высокоточного робота (модель KR 60 HA, KUKA) и дисковой системы подачи порошка (модель PF21-GTV). Лазерная головка изготовлена в институте лазерных технологий Фраунгофера (ILT) со встроенным автофокусом, для поддержания постоянным расстояния 25 мм от поверхности образца. Обработку выполняли на мощности 800, 1 000, 1 400 и 1 600 Вт и 1 900, 2 100, 2 400 и 2 600 Вт для сталей AISI 431 и AISI 316L соответственно и скорости сканирования 9, 14 и 16 мм / с при диаметре луча 3,2 мм. Для присадочного металла AISI 316L были получены более высокие значения коэффициента перемешивания от 15 до 41%. Для наплавочного порошка из нержавеющей стали AISI 431 использование значений мощности 1 400 и 1 600 Вт при скоростях сканирования 9, 14 и 16 мм / с позволило получить от 10 до 20% коэффициента перемешивания основного материала с присадочным. Микротвердость составила 522 ± 4 HV0,5 и 356 ± 12 HV0,5 для покрытий порошками AISI 431 и AISI 316L соответственно.
Материалом подложки в исследовании [12] была стальная пластина 35CrMo с диаметром 150 мм толщиной 15 мм. В качестве сырья для лазерной наплавки были использованы три типа новых порошковых систем из нержавеющей стали, полученных методом вакуумного распыления. Полученные частицы порошка из нержавеющей стали имели сферическую форму с размером в диапазоне 60–150 мкм. Порошковые смеси изготавливали с добавлением 9, 12 и 15 мас. % VС. Обработку проводили при мощности лазерного луча 2,2 кВт, диаметре пятна 4 мм, скорости сканирования 8 мм / с, с шагом 2 мм, при расходе порошка 18 г / мин. Испытания образцов на износ проводились в условиях сухого трения с использованием машины возвратно-поступательного движения (MFT 4000) по схеме «шар (сталь GCr15 диаметром 5 мм) – плоскость (испытуемый образец)» с длиной хода 7 мм, нормальной нагрузкой 15 Н, скоростью скольжения 150 мм / мин, продолжительностью 1 час. Микротвердость покрытий увеличивалась с повышением содержания VС и составила 521, 565, 603 НV при его содержании 9, 12, 15% соответственно. Образцы с содержанием в шихте 12% VС показали самую высокую износостойкость и низкий коэффициент трения 0,7 по сравнению с покрытиями, имеющими 9 и 15% VС.
Порошки сплавов на основе железа [13] состояли из 26,00 мас. % FeTi30 (180–380 мкм и 23–38 мкм), 16,57 мас. % FeV50 (180–380 мкм и 20–38 мкм), 6,23 мас. % графита (180–380 мкм и 0,8–1,2 мкм, чистота 99,50%) и 51,20 мас. % порошков чистого железа (180–380 мкм). Смешанные порошки предварительно наносили на поверхность из низкоуглеродистой стали толщиной около 1,0 мм с использованием связующего из силиката натрия. Нанесение лазерного покрытия выполнялось полупроводниковым лазером LASERLINE LDF‑4000. Наплавку выполняли при диаметре лазерного луча 4 мм, мощности лазера 2050 Вт, скорости сканирования 5 мм / с и коэффициенте перекрытия 25%. Металлографические исследования показали, что получены слои лазерной наплавки на основе железа, армированы микро и субмикро / нано-карбидами TiС–VС с размерами 0,09–0,43 мкм. Микроструктура наплавленного слоя полностью состояла из пластинчатого мартенсита. Твердость облицовочного слоя незначительно увеличилась, однако значительно возросла коррозионная стойкость из-за образования пассивирующей пленки и измельчения карбидов.
Материал для нанесения покрытия [14] был приготовлен из порошка на основе железа (80 мас. %, средний размер частиц~103,76 мкм), порошка B4C (чистота >99,5%, 10 мас. %, средний размер частиц ~80,30 мкм) и порошка Nb (чистота >99,5%, 10 мас. %, средний размер частиц ~80,88 мкм). Лазерную наплавку выполняли при коаксиальной подаче порошка на подложку из среднеуглеродистой стали. После эксперимента были вырезаны тестовые образцы размером 20 × 10 × 10 мм.
Испытание на трение скольжение проводили на многофункциональном тестере свойств поверхности материалов (MFT‑4000, Китай) при нормальной нагрузке 10 Н, расстоянии возвратно-поступательного движения 5 мм, скорости скольжения 220 мм / мин, времени 40 минут и температуре 25 ± 1 °C. Материалом контртела пары трения был шар из циркония (твердость: HRC > 90) диаметром 5 мм. Основными фазами в покрытии на основе железа были твердые растворы Fe–Cr, с включениями Nb и B4C и с равномерно распределенными NbC и Fe2B. Твердость композитного покрытия составляла 866,36 HV0,5, что в 3,95 и 4,16 раза выше, чем у подложки и покрытий на основе железа, соответственно. Образующийся в структуре измельченные зерна NbC и Fe2B способствуют повышению твердости покрытия. Средний коэффициент трения композитного покрытия составлял 0,405, что в 0,775 раза меньше, чем у покрытия на основе железа, и в 0,879 раза меньше, чем у подложки. Механизм износа покрытия изменился с абразивного износа на адгезионный износ из-за добавления порошков Nb и B4C.
Целями нашей работы было определение влияния состава порошковой шихты при легировании стали и триботехнических свойств упрочненных образцов.
Оборудование
и методы исследований
Для лазерного легирования использовали образцы стали 20Х13 с размерами 12 × 20 × 70 мм. Обработку образцов выполняли на автоматизированном лазерном технологическом комплексе ИМАШ РАН. На поверхность образцов наносили шликерное покрытие из порошков Fe-Cr-V-W-Mo и с добавлением в шихту 5 об. % нано-порошка карбида тантала (ТаС) с использованием связующего на органической основе. Для определения оптимальных режимов легирования изменяли мощность излучения в пределах 700–1 000 Вт, скорость перемещения 5–9 мм / с, диаметр пятна 1,9–2,5 мм. Обработку проводили расфокусированным и колеблющимся лучом с частотой 214 Гц. Плотность энергии лазерного излучения изменяли в пределах 28,4–96,7 Вт ∙ с / мм2. На первой партии образцов обрабатывали режимы, на второй партии обработку на оптимальных параметрах. Металлографические исследования проводили с использованием цифровых микроскопов, металлографического микроскопа и микротвердомера ПМТ‑3.
Испытания на трение и износ проводили по схеме: «широкая сторона плоского образца (сталь 20Х13 после легирования порошком заданного состава) – торец вращающейся втулки (контробразец сталь 40Х, 49–53 HRC)». Для смазки в зону трения подавали масло турбинное ТП22С по 1 капле в секунду.
Результаты экспериментальных исследований
По результатам металлографических исследований глубина и ширина зон лазерного легирования расфокусированным и колеблющимся лучом составила 0,36–0,53 мм, 0,34–0,52 мм, 1,7–2,1 мм и 3,7–4,6 мм соответственно. На рис. 1 представлены микрошлифы зон легирования порошками Fe-Cr-V-W-Mo (рис. 1, а) и Fe-Cr-V-W-Mo + 5% TaC (рис. 1, b) полученные на оптимальных режимах обработки при поперечных колебаниях луча. Площадь поперечного сечения зон легирования значительно в 1,8–2,5 раза выше, чем при воздействии расфокусированным лучом, а значит и производительность обработки возрастает во столько же раз. Микротвердость легированных дорожек порошком Fe-Cr-V-W-Mo и Fe-Cr-V-W-Mo + 5% TaC составила 6 750–6 980 МПа и 7 360–8 640 МПа соответственно.
На рис. 2 (а, b) и 3 (а, b) показаны зоны легирования Fe-Cr-V-W-Mo и Fe-Cr-V-W-Mo + 5% TaC соответственно, основы и химический состав этих зон. Из приведенных результатов следует, что легирующие элемента практически равномерно распределены в оплавленном слое по его глубине за исключением углерода. Это может быть связано с внедрившимися частицами алмазных зерен в поверхность шлифа из суспензии для полирования.
На рис. 4. Представлены результаты испытаний на интенсивность изнашивания образцов. Анализ результатов триботехнических испытаний показал, что интенсивность изнашивания составила для стали 20Х13 0,57 ∙ 10–9, для легированных слоев Fe-Cr-V-W-Mo и Fe-Cr-V-W-Mo + 5% TaC 0,22 ∙ 10–9 и 0,099 ∙10–9, а коэффициенты трения 0,115, 0,078 и 0,075 соответственно при давлении на образцы 0,6 МПа.
Обсуждение результатов
Полученные результаты показали, что при лазерном легировании элементы входящие в состав шихты распределяются достаточно равномерно по глубине слоя. Разработанная технология лазерного легирования с использованием поперечных колебаний луча имеет значительно большую производительность, чем при обработке на тех же режимах расфокусированным лучом. Процесс легирования с использованием лазерного излучения может быть применен к деталям запорной арматуры, кромкам лопаток турбин, шейкам валов и другим деталям работающим при повышенных температурах и нагрузках для значительного увеличения их износостойкости. Введение нано карбидов при легировании и наплавке [15] покрытий показало повышение износостойкости по сравнению с материалом основы и порошками без карбидов. Однако экономически выгоднее когда количество нано карбидов не превышает 10% от объема шихты. Высокое содержание карбидов в ряде случаев приводит к образованию трещин в покрытии, но ряд авторов [16, 17] нашли технические решения позволяющие минимизировать их образование. Лазерная наплавка износостойких покрытий показаоа высокий ресурс работы восстанавливаемых деталей.
Заключение
Разработана технология лазерного легирования стали 20Х13 с применением поперечных колебаний лазерного луча, позволила существенно, в 1,8–2,5 раза повысить производительность обработки. Введение порошка нано карбида тантала в состав шихты повысило износостойкость в 2,2 и в 5,7 раза по сравнению с легированием порошком Fe-Cr-V-W-Mo и с материалом основы соответственно. Коэффициенты трения для легированных слоев с ТаС несколько ниже, чем без карбида и в 1,53 раза ниже, чем у стальных образцов.
Литература
Duriagina Z., Kulyk V., Kovbasiuk T., Vasyliv B., Kostryzhev A. Synthesis of Functional Surface Layers on Stainless Steels by Laser Alloying. Metals. 2021; 11; 434–453. https://doi.org/10.3390/met11030434.
Draper C. W., Poate J. M. Laser surface alloying. International Metals Reviews. 1985; 30; 85–108. https://doi.org/10.1179/imtr.1985.30.1.85.
Majumdar J. D., Manna I. Laser processing of materials. Sadhana. 2003; 28; 495–562. https://doi.org/10.1007/BF02706446.
Li J. F., Zhu Z. C., Peng Y. X., Shen G. A comparative study on microstructure Evolution and wear resistance of different-sized tungsten carbide modified Fe based laser cladding coatings. Opt. Laser. Technol. 2022; 147; 107672. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2022.06.129.
Miracle D. B. Metal matrix composites-From science to technological significance, Compos. Sci. Technol. 2005; 65; 2526–2540. https://doi.org/10.1016/j.compscitech.2005.05.027.
Liu J H., Zhu J., Yong L., Lai Z. First-principles study on the mechanical properties of vanadium carbides VC and V4C3. Mater. Lett. 2008; 62; 3084–3086. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2008.01.136.
Sahoo K. M., Masanta M. Effect of pulse laser parameters on TiC reinforced AISI304 stainless steel composite coating by laser surface engineering process. Optics and Lasers in Engineering. 2015; 67; 36–48. http://dx.doi.org/10.1016/j.optlaseng.2014.10.010.
Li C, Li S., Liu C., Zhang Y., Deng P., Guo Y., Wang J., Wang Y. Effect of WC addition on microstructure and tribological properties of bimodal aluminum composite coatings fabricated by laser surface alloying. Materials Chemistry and Physics. 2019; 234; 9–15. https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2019.05.089.
Wang J., Li L, Tao W. Crack initiation and propagation behavior of WC particles reinforced Fe-based metal matrix composite produced by laser melting deposition. Optics &Laser Technology. 2016; 82; 170–182. https://doi.org/10.1016/j.optlastec.2016.03.008.
Zhang Z., Yu T., Kovacevic R. Erosion and corrosion resistance of laser cladded AISI 420 stainless steel reinforced with VC. Appl. Surf. Sci. 2017; 410; 225–240. https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2017.03.137.
Figueredo E. W. A., Apolinario L. H. R., Santos M. V., Silva A. C. S., Avila J. A., Lima M. S. F., Santos T. F. A. Influence of laser beam power and scanning speed on the macrostructural characteristics of AISI 316L and AISI 431 stainless steel depositions produced by laser cladding process. J. Mater. Eng. Perform. 2021;30:3298–3312. DOI:10.1007/s11665-021-05676-6.
Li X., Zhang C. H., Zhang S., Wu C. L., Zhang J. B., Chen H. T., Abdullah A. O. Design, preparation, microstructure and properties of novel wear-resistant stainless steel-base composites using laser melting deposition. Vacuum. 2019; 165; 139–147. https://doi.org/10.1016/j.vacuum.2019.04.016.
Zhang H., Chong K., Zhao W., Sun Z. P. Laser cladding in-situ micro and sub-micro/nano Ti-V carbides reinforced Fe-based layers by optimizing initial alloy powders size. Mater. Lett. 2018; 220; 44–46. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2018.02.130.
Chen L. Y., Yu T. B., Xu P. F., Zhang B. In-situ NbC reinforced Fe-based coating by Laser cladding: simulation and experiment. Surf. Coat. Technol. 2021;412: 127027. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2021.127027.
Biryukov V. P., Petrovskii V. N., Murzakov M. A., Fishkov A. A. The effect of nanocarbides of refractory metals on the tribological properties of coatings of laser welding. Journal of Machinery Manufacture and Reliability. 2015; 44; 6; 545–548. https://doi.org/10.3103/S1052618815050040.
Kan W. H., Ye Z. J., Zhu Y., Bhatia V. K., Dolman K., Lucey T., Tang X. Fabrication and characterization of microstructure of stainless steel matrix composites containing up to 25 vol % NbC. Materials Characterization. 2016; 119; 65–74. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2016.07.019.
Jing P., Wang H., Chen W., Chen L, Yin H., Wu H., Li D. Effect of Ti addition on microstructure and tribological properties of laser cladding Ni35/WC coating in an oxygen-free environment. Surface and Coatings Technology. 2022; 440; 128480. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2022.128480.
АВТОР
Бирюков В. П., к. т. н., Институт машиноведения им. А. А. Благонравова РАН, Москва, Россия.
ORCID: 0000-0001-9278-6925
В. П. Бирюков
Институт машиноведения им. А. А. Благонравова РАН, Москва, Россия
В работе представлены результаты металлографических и триботехнических исследований образцов стали 20Х13 легированной с помощью лазерного луча порошком Fe-Cr-V-W-Mo и с добавлением в шихту 5 об. % нано-порошка карбида тантала. Элементный анализ показал, что легирующие элементы, находящиеся в шихте распределены равномерно по глубине слоя. Поперечные колебания лазерного луча привели к повышению производительности процесса лазерного легирования. В результате анализа результатов триботехнических испытаний, установлено, что легированные слои имели более низкие коэффициенты трения при добавке в шихту нано карбидов тантала, и более высокую износостойкость по сравнению с основной шихтой и исходной сталью.
Ключевые слова: лазерное легирование, триботехника, микроструктурирование поверхности, энергетическое оборудование
Статья получена: 04.07.2022
Статья принята: 29.08.2022
Введение
Контролируемое формирование определенного микроструктурного состояния в поверхностных слоях за счет введения различных добавок в шихту карбидов, оксидов и нитридов металлов, полученных лазерным легированием и наплавкой, могут значительно увеличить срок службы деталей машин и конструктивных элементов энергетического оборудования [1]. Лазерное поверхностное легирование направлено на изменение микроструктуры и состава приповерхностной области подложки путем ее плавления лучом высокой мощности и порошковой смеси для формирования зоны с новыми улучшенными характеристиками [2, 3]. Добавление керамических частиц в железую (Fe) матрицу позволяет сочетать в себе преимущества высокой твердости и износостойкости керамических частиц и превосходной ударной вязкости матрицы Fe, что является эффективным способом повышения ресурса работы конструкционных сталей [4–6].
На образец из нержавеющей стали AISI 304 [7] размером 50 × 30 × 5 мм было нанесено шликерное покрытие порошком TiC с размером частиц 10–14 мкм с органическим связующим толщиной 150 мкм. Обработку выполняли на импульсном YAG лазере (ALPHALASER, Германия) с максимальной мощностью 200 Вт, с частотой импульсов в диапазоне 0,5–20 Гц, диаметром луча 1,5 мм. Пиковая мощность составляла 1–3,5 кВт. Среднее значение микротвердости составило 800–1 200, 500–800, 400–600, 380–680, 550–600 HV0.05 для образцов, обработанных с пиковой мощностью излучения 1–1,5, 2,0, 2,5, 3,0, 3,5 кВт соответственно. Средняя твердость поверхности из нержавеющей стали 304 (220 HV0.05) повышается до 400–1 200 HV0.05 в зависимости от параметров лазерной обработки.
Материалом подложки была нержавеющая сталь [8] марки 304 с размерами 50 × 50 × 6 мм. Порошки для лазерного легирования Al, Si, Ti, Ni и WC(10, 20, 30%) с размером частиц 20–50 мкм смешивали в вакуумной шаровой мельнице в течение 2 ч. Шликерное покрытие наносили толщиной 0,7 мм со связующим веществом, содержащим ацетат целлюлозы, и сушили в печи при 80 °C в течение 1 часа. Лазерное легирование образцов выполняли при мощности излучения волоконного лазера (YLS‑5000, IPG Photonics) 1 800 Вт, диаметре луча 3 мм, скорости его перемещения 0,01 м / с. Триботехнические испытания легированных образцов выполняли на машине трения Brooks, без смазочного материала по схеме «шар (WC диаметром 9,5 мм, твердостью 1 700 HV)-диск (исследуемый образец)», при комнатной температуре, с нагрузкой 100 Н, линейной скоростью скольжения 0,031 м / с, с радиусом скольжения 3 мм и пути трения 56,5 м. Средняя микротвердость покрытия с 20% WC составляет 960,5 HV0.2, что в 4,4 раза больше, чем у подложки, и намного выше, чем у покрытия без WC. С увеличением содержания WC увеличивается максимальный коэффициент трения покрытий. Покрытие с 20% WC обладает самой низкой степенью износа, которая в основном связана с абразивным износом.
В качестве материала подложки [9] использовалась стальная пластина толщиной 8 мм из нержавеющей стали марки 304. Для лазерной наплавки были использованы порошки карбида вольфрама (WC) и из нержавеющей стали 316 Л с размерами частиц 15–100 мкм. Для обработки применяли волоконный лазер IPG мощностью 10 кВт, оптическую головку с коаксиальным соплом для подачи порошка, устройство подачи порошка GTV с двумя бункерами и робот KUKA для управления положением головки. Диаметр лазерного луча составлял 2,2 мм. Длина прохода составляла 60 мм. После нанесения первого слоя головка перемещалась вертикально вверх на 0,6 мм. Микротрещины можно было обнаружить в композитах после нанесения пяти слоев при мощности излучения лазера 800 Вт, скорости перемещения головки 0,3 м / мин, и содержании 16,7% WC.
Для экспериментов использовали пластины из мягкой стали [10] A36 с размерами 75 × 60 × 10 мм. Порошки стали AISI 420 + VC (10, 20, 30, 40 мас. %) перемешивали в течение 12 ч для достижения равномерного распределения. Для процесса наплавки был использован диодный лазер мощностью 8 кВт с длиной волны 975 нм и 6‑осевой робот KUKA. Обработку выполняли при мощности лазера 3 200 Вт, скорости сканирования 5 мм / с и расходе порошка 0,618 г / с. Для предварительного нагрева подложки была выбрана температура 250 °C. Коэффициент перекрытия лазерных треков составлял 25%. Увеличение содержания VC приводило к увеличению микротвердости матрицы. Эрозионная стойкость AISI 420 SS увеличивалось с увеличением доли VC. Однако улучшения не наблюдалось, когда доля VC была выше 30 мас. %.
Для выполнения лазерной наплавки [11] были использованы порошки из стали AISI 431, изготавленных с помощью распыления водой, с размерами частиц 69–101 мкм, и из стали AISI 316L, изготовленных распылением газом, с размерами частиц 45–106 мкм. В качестве подложки использовали углеродистую сталь ASTM A‑36 в виде пластины толщиной 6,35 мм. Для лазерной наплавки был взят дисковый лазер (TruDisk 6002, Thumpf Inc) с максимальной мощностью 6000 Вт и диаметром волокна 200 мкм. Система перемещения состояла из высокоточного робота (модель KR 60 HA, KUKA) и дисковой системы подачи порошка (модель PF21-GTV). Лазерная головка изготовлена в институте лазерных технологий Фраунгофера (ILT) со встроенным автофокусом, для поддержания постоянным расстояния 25 мм от поверхности образца. Обработку выполняли на мощности 800, 1 000, 1 400 и 1 600 Вт и 1 900, 2 100, 2 400 и 2 600 Вт для сталей AISI 431 и AISI 316L соответственно и скорости сканирования 9, 14 и 16 мм / с при диаметре луча 3,2 мм. Для присадочного металла AISI 316L были получены более высокие значения коэффициента перемешивания от 15 до 41%. Для наплавочного порошка из нержавеющей стали AISI 431 использование значений мощности 1 400 и 1 600 Вт при скоростях сканирования 9, 14 и 16 мм / с позволило получить от 10 до 20% коэффициента перемешивания основного материала с присадочным. Микротвердость составила 522 ± 4 HV0,5 и 356 ± 12 HV0,5 для покрытий порошками AISI 431 и AISI 316L соответственно.
Материалом подложки в исследовании [12] была стальная пластина 35CrMo с диаметром 150 мм толщиной 15 мм. В качестве сырья для лазерной наплавки были использованы три типа новых порошковых систем из нержавеющей стали, полученных методом вакуумного распыления. Полученные частицы порошка из нержавеющей стали имели сферическую форму с размером в диапазоне 60–150 мкм. Порошковые смеси изготавливали с добавлением 9, 12 и 15 мас. % VС. Обработку проводили при мощности лазерного луча 2,2 кВт, диаметре пятна 4 мм, скорости сканирования 8 мм / с, с шагом 2 мм, при расходе порошка 18 г / мин. Испытания образцов на износ проводились в условиях сухого трения с использованием машины возвратно-поступательного движения (MFT 4000) по схеме «шар (сталь GCr15 диаметром 5 мм) – плоскость (испытуемый образец)» с длиной хода 7 мм, нормальной нагрузкой 15 Н, скоростью скольжения 150 мм / мин, продолжительностью 1 час. Микротвердость покрытий увеличивалась с повышением содержания VС и составила 521, 565, 603 НV при его содержании 9, 12, 15% соответственно. Образцы с содержанием в шихте 12% VС показали самую высокую износостойкость и низкий коэффициент трения 0,7 по сравнению с покрытиями, имеющими 9 и 15% VС.
Порошки сплавов на основе железа [13] состояли из 26,00 мас. % FeTi30 (180–380 мкм и 23–38 мкм), 16,57 мас. % FeV50 (180–380 мкм и 20–38 мкм), 6,23 мас. % графита (180–380 мкм и 0,8–1,2 мкм, чистота 99,50%) и 51,20 мас. % порошков чистого железа (180–380 мкм). Смешанные порошки предварительно наносили на поверхность из низкоуглеродистой стали толщиной около 1,0 мм с использованием связующего из силиката натрия. Нанесение лазерного покрытия выполнялось полупроводниковым лазером LASERLINE LDF‑4000. Наплавку выполняли при диаметре лазерного луча 4 мм, мощности лазера 2050 Вт, скорости сканирования 5 мм / с и коэффициенте перекрытия 25%. Металлографические исследования показали, что получены слои лазерной наплавки на основе железа, армированы микро и субмикро / нано-карбидами TiС–VС с размерами 0,09–0,43 мкм. Микроструктура наплавленного слоя полностью состояла из пластинчатого мартенсита. Твердость облицовочного слоя незначительно увеличилась, однако значительно возросла коррозионная стойкость из-за образования пассивирующей пленки и измельчения карбидов.
Материал для нанесения покрытия [14] был приготовлен из порошка на основе железа (80 мас. %, средний размер частиц~103,76 мкм), порошка B4C (чистота >99,5%, 10 мас. %, средний размер частиц ~80,30 мкм) и порошка Nb (чистота >99,5%, 10 мас. %, средний размер частиц ~80,88 мкм). Лазерную наплавку выполняли при коаксиальной подаче порошка на подложку из среднеуглеродистой стали. После эксперимента были вырезаны тестовые образцы размером 20 × 10 × 10 мм.
Испытание на трение скольжение проводили на многофункциональном тестере свойств поверхности материалов (MFT‑4000, Китай) при нормальной нагрузке 10 Н, расстоянии возвратно-поступательного движения 5 мм, скорости скольжения 220 мм / мин, времени 40 минут и температуре 25 ± 1 °C. Материалом контртела пары трения был шар из циркония (твердость: HRC > 90) диаметром 5 мм. Основными фазами в покрытии на основе железа были твердые растворы Fe–Cr, с включениями Nb и B4C и с равномерно распределенными NbC и Fe2B. Твердость композитного покрытия составляла 866,36 HV0,5, что в 3,95 и 4,16 раза выше, чем у подложки и покрытий на основе железа, соответственно. Образующийся в структуре измельченные зерна NbC и Fe2B способствуют повышению твердости покрытия. Средний коэффициент трения композитного покрытия составлял 0,405, что в 0,775 раза меньше, чем у покрытия на основе железа, и в 0,879 раза меньше, чем у подложки. Механизм износа покрытия изменился с абразивного износа на адгезионный износ из-за добавления порошков Nb и B4C.
Целями нашей работы было определение влияния состава порошковой шихты при легировании стали и триботехнических свойств упрочненных образцов.
Оборудование
и методы исследований
Для лазерного легирования использовали образцы стали 20Х13 с размерами 12 × 20 × 70 мм. Обработку образцов выполняли на автоматизированном лазерном технологическом комплексе ИМАШ РАН. На поверхность образцов наносили шликерное покрытие из порошков Fe-Cr-V-W-Mo и с добавлением в шихту 5 об. % нано-порошка карбида тантала (ТаС) с использованием связующего на органической основе. Для определения оптимальных режимов легирования изменяли мощность излучения в пределах 700–1 000 Вт, скорость перемещения 5–9 мм / с, диаметр пятна 1,9–2,5 мм. Обработку проводили расфокусированным и колеблющимся лучом с частотой 214 Гц. Плотность энергии лазерного излучения изменяли в пределах 28,4–96,7 Вт ∙ с / мм2. На первой партии образцов обрабатывали режимы, на второй партии обработку на оптимальных параметрах. Металлографические исследования проводили с использованием цифровых микроскопов, металлографического микроскопа и микротвердомера ПМТ‑3.
Испытания на трение и износ проводили по схеме: «широкая сторона плоского образца (сталь 20Х13 после легирования порошком заданного состава) – торец вращающейся втулки (контробразец сталь 40Х, 49–53 HRC)». Для смазки в зону трения подавали масло турбинное ТП22С по 1 капле в секунду.
Результаты экспериментальных исследований
По результатам металлографических исследований глубина и ширина зон лазерного легирования расфокусированным и колеблющимся лучом составила 0,36–0,53 мм, 0,34–0,52 мм, 1,7–2,1 мм и 3,7–4,6 мм соответственно. На рис. 1 представлены микрошлифы зон легирования порошками Fe-Cr-V-W-Mo (рис. 1, а) и Fe-Cr-V-W-Mo + 5% TaC (рис. 1, b) полученные на оптимальных режимах обработки при поперечных колебаниях луча. Площадь поперечного сечения зон легирования значительно в 1,8–2,5 раза выше, чем при воздействии расфокусированным лучом, а значит и производительность обработки возрастает во столько же раз. Микротвердость легированных дорожек порошком Fe-Cr-V-W-Mo и Fe-Cr-V-W-Mo + 5% TaC составила 6 750–6 980 МПа и 7 360–8 640 МПа соответственно.
На рис. 2 (а, b) и 3 (а, b) показаны зоны легирования Fe-Cr-V-W-Mo и Fe-Cr-V-W-Mo + 5% TaC соответственно, основы и химический состав этих зон. Из приведенных результатов следует, что легирующие элемента практически равномерно распределены в оплавленном слое по его глубине за исключением углерода. Это может быть связано с внедрившимися частицами алмазных зерен в поверхность шлифа из суспензии для полирования.
На рис. 4. Представлены результаты испытаний на интенсивность изнашивания образцов. Анализ результатов триботехнических испытаний показал, что интенсивность изнашивания составила для стали 20Х13 0,57 ∙ 10–9, для легированных слоев Fe-Cr-V-W-Mo и Fe-Cr-V-W-Mo + 5% TaC 0,22 ∙ 10–9 и 0,099 ∙10–9, а коэффициенты трения 0,115, 0,078 и 0,075 соответственно при давлении на образцы 0,6 МПа.
Обсуждение результатов
Полученные результаты показали, что при лазерном легировании элементы входящие в состав шихты распределяются достаточно равномерно по глубине слоя. Разработанная технология лазерного легирования с использованием поперечных колебаний луча имеет значительно большую производительность, чем при обработке на тех же режимах расфокусированным лучом. Процесс легирования с использованием лазерного излучения может быть применен к деталям запорной арматуры, кромкам лопаток турбин, шейкам валов и другим деталям работающим при повышенных температурах и нагрузках для значительного увеличения их износостойкости. Введение нано карбидов при легировании и наплавке [15] покрытий показало повышение износостойкости по сравнению с материалом основы и порошками без карбидов. Однако экономически выгоднее когда количество нано карбидов не превышает 10% от объема шихты. Высокое содержание карбидов в ряде случаев приводит к образованию трещин в покрытии, но ряд авторов [16, 17] нашли технические решения позволяющие минимизировать их образование. Лазерная наплавка износостойких покрытий показаоа высокий ресурс работы восстанавливаемых деталей.
Заключение
Разработана технология лазерного легирования стали 20Х13 с применением поперечных колебаний лазерного луча, позволила существенно, в 1,8–2,5 раза повысить производительность обработки. Введение порошка нано карбида тантала в состав шихты повысило износостойкость в 2,2 и в 5,7 раза по сравнению с легированием порошком Fe-Cr-V-W-Mo и с материалом основы соответственно. Коэффициенты трения для легированных слоев с ТаС несколько ниже, чем без карбида и в 1,53 раза ниже, чем у стальных образцов.
Литература
Duriagina Z., Kulyk V., Kovbasiuk T., Vasyliv B., Kostryzhev A. Synthesis of Functional Surface Layers on Stainless Steels by Laser Alloying. Metals. 2021; 11; 434–453. https://doi.org/10.3390/met11030434.
Draper C. W., Poate J. M. Laser surface alloying. International Metals Reviews. 1985; 30; 85–108. https://doi.org/10.1179/imtr.1985.30.1.85.
Majumdar J. D., Manna I. Laser processing of materials. Sadhana. 2003; 28; 495–562. https://doi.org/10.1007/BF02706446.
Li J. F., Zhu Z. C., Peng Y. X., Shen G. A comparative study on microstructure Evolution and wear resistance of different-sized tungsten carbide modified Fe based laser cladding coatings. Opt. Laser. Technol. 2022; 147; 107672. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2022.06.129.
Miracle D. B. Metal matrix composites-From science to technological significance, Compos. Sci. Technol. 2005; 65; 2526–2540. https://doi.org/10.1016/j.compscitech.2005.05.027.
Liu J H., Zhu J., Yong L., Lai Z. First-principles study on the mechanical properties of vanadium carbides VC and V4C3. Mater. Lett. 2008; 62; 3084–3086. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2008.01.136.
Sahoo K. M., Masanta M. Effect of pulse laser parameters on TiC reinforced AISI304 stainless steel composite coating by laser surface engineering process. Optics and Lasers in Engineering. 2015; 67; 36–48. http://dx.doi.org/10.1016/j.optlaseng.2014.10.010.
Li C, Li S., Liu C., Zhang Y., Deng P., Guo Y., Wang J., Wang Y. Effect of WC addition on microstructure and tribological properties of bimodal aluminum composite coatings fabricated by laser surface alloying. Materials Chemistry and Physics. 2019; 234; 9–15. https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2019.05.089.
Wang J., Li L, Tao W. Crack initiation and propagation behavior of WC particles reinforced Fe-based metal matrix composite produced by laser melting deposition. Optics &Laser Technology. 2016; 82; 170–182. https://doi.org/10.1016/j.optlastec.2016.03.008.
Zhang Z., Yu T., Kovacevic R. Erosion and corrosion resistance of laser cladded AISI 420 stainless steel reinforced with VC. Appl. Surf. Sci. 2017; 410; 225–240. https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2017.03.137.
Figueredo E. W. A., Apolinario L. H. R., Santos M. V., Silva A. C. S., Avila J. A., Lima M. S. F., Santos T. F. A. Influence of laser beam power and scanning speed on the macrostructural characteristics of AISI 316L and AISI 431 stainless steel depositions produced by laser cladding process. J. Mater. Eng. Perform. 2021;30:3298–3312. DOI:10.1007/s11665-021-05676-6.
Li X., Zhang C. H., Zhang S., Wu C. L., Zhang J. B., Chen H. T., Abdullah A. O. Design, preparation, microstructure and properties of novel wear-resistant stainless steel-base composites using laser melting deposition. Vacuum. 2019; 165; 139–147. https://doi.org/10.1016/j.vacuum.2019.04.016.
Zhang H., Chong K., Zhao W., Sun Z. P. Laser cladding in-situ micro and sub-micro/nano Ti-V carbides reinforced Fe-based layers by optimizing initial alloy powders size. Mater. Lett. 2018; 220; 44–46. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2018.02.130.
Chen L. Y., Yu T. B., Xu P. F., Zhang B. In-situ NbC reinforced Fe-based coating by Laser cladding: simulation and experiment. Surf. Coat. Technol. 2021;412: 127027. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2021.127027.
Biryukov V. P., Petrovskii V. N., Murzakov M. A., Fishkov A. A. The effect of nanocarbides of refractory metals on the tribological properties of coatings of laser welding. Journal of Machinery Manufacture and Reliability. 2015; 44; 6; 545–548. https://doi.org/10.3103/S1052618815050040.
Kan W. H., Ye Z. J., Zhu Y., Bhatia V. K., Dolman K., Lucey T., Tang X. Fabrication and characterization of microstructure of stainless steel matrix composites containing up to 25 vol % NbC. Materials Characterization. 2016; 119; 65–74. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2016.07.019.
Jing P., Wang H., Chen W., Chen L, Yin H., Wu H., Li D. Effect of Ti addition on microstructure and tribological properties of laser cladding Ni35/WC coating in an oxygen-free environment. Surface and Coatings Technology. 2022; 440; 128480. https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2022.128480.
АВТОР
Бирюков В. П., к. т. н., Институт машиноведения им. А. А. Благонравова РАН, Москва, Россия.
ORCID: 0000-0001-9278-6925
Отзывы читателей
