Введение
Эксплуатационные характеристики прокатных валков оказывают значительное влияние на производительность прокатных станов, качество и себестоимость готовой продукции.
По условиям эксплуатации прокатные валки подразделяются на три основные группы: валки станов горячей прокатки, валки станов холодной прокатки, опорные валки.
Исходя из условий работы валков, необходимо обеспечить высокую износостойкость по длине и глубине рабочего слоя при высоких температурах и давлениях, разгаростойкость, статическую и усталостную прочность, постоянство диаметра, чистоту поверхности [1].
К прокатным валкам также предъявляются повышенные требования по макро- и микроструктуре стали, определяющие показатели их эксплуатационной стойкости и надежности. Основные требования к качеству материала регламентируются стандартами [7].
Имеются работы, например [8], решающие проблему повышения эксплуатационной стойкости прокатных валков за счёт технологии эффективного микролегирования стали. Так, при легировании ванадием валковой стали 150ХНМ эвтектоид приобретает более тонкое строение, снижается критическая скорость охлаждения в перлитной области, в результате чего происходит увеличение значений эксплуатационных характеристик и твердости валков.
Однако химический состав сталей не может однозначно определять качество валков горячей прокатки, поскольку сопротивление износу и зарождению трещин зависит и от множества других факторов, определяемых, прежде всего, термической обработкой.
Термическая обработка валков, как правило, является окончательной термообработкой после ковки и состоит из нормализации и длительной выдержки при температуре высокого отпуска. Цель нормализации заключается в снижении внутренних напряжений и измельчении зерна, что приводит к повышению механических свойств.
Особенности термообработки прокатных валков подробно описаны в [3]:
Все виды термообработки стальных валков предусматривают одновременно снятие внутренних напряжений, которые особенно велики у валков из стали эвтектоидного состава. Для этого их подвергают медленному нагреву до 550-6500С и выдерживают при этой температуре 6-12 ч. С увеличением диаметра валка и содержания углерода в стали скорость нагрева снижают, а продолжительность выдержки увеличивают.
Наиболее вязкими являются валки из доэвтектоидной стали (0,5-0,8 % С), но их крупнозернистая перлитоферритная структура плохо противостоит истиранию, вызывает прилипание прокатываемого материала к поверхности, что ведет к их быстрому износу. Термической обработкой таких валков можно несколько измельчить зерно, но износостойкость их при этом всё же останется невысокой. Легирование валков эвтектоидного состава хромом и никелем с соответствующим уменьшением содержания углерода упрочняет перлитную матрицу, а применение нормализации при температуре 900-9500С приводит к повышению дисперсности структуры, износостойкости рабочего слоя и прочности валков.
Наибольшее применение имеют литые стальные валки иззаэвтектоидных сталей, как углеродистых, так и легированных (0.9-2,0 %С). Режим термообработки представляет собой комбинации двух-трех периодов нормализации, заканчивающиеся отпуском для снятия внутренних напряжений путем замедленного охлаждения с 600 до 100-1500С.
Для повышения эксплуатационных характеристик прокатных валков применяют также различные методы поверхностного упрочнения [4, 6]. Это индукционная закалка, поверхностное пластическое деформирование, электродуговая, вибродуговая или плазменная наплавка, упрочнение сжатой сканирующей дугой прямого действия и т.п.
Существенным недостатком применяемых в настоящее время способов обработки поверхности с использованием термического или химико-термического воздействия является их длительность, высокая трудо- и энергоемкость, низкая экологическая защищенность, возникновение коробления деталей.
Некоторые из перечисленных проблем решаются при использовании новых технологических приемов поверхностной обработки путем применения в качестве источника нагрева концентрированных потоков энергии [5].
Наибольшее распространение среди высокоэнергетических методов все больше получает лазерная обработка материалов. По сравнению с другими видами поверхностного упрочнения лазерная обработка обладает следующими основными преимуществами [2]: высокой концентрацией энергией, возможностью локального упрочнения, отсутствием коробления и деформации деталей, возможностью передачи энергии луча на значительные расстояния. При лазерном термоупрочнении устраняется необходимость в закалочных средах, что способствует улучшению условий труда и повышению экологической чистоты производства в целом.
При использовании лазерной наплавки изделия, например, опорные прокатные валки могут изготавливаться из дешевых, технологичных материалов с высокой вязкостью, а дорогие и дефицитные компоненты расходуются только на создание упрочненного поверхностного слоя.
В связи с этим актуальной задачей является получение новых экспериментальных данных о формировании микроструктуры в процессе лазерной обработки при фазовых превращениях в конструкционных и инструментальных сталях в зависимости от исходных матричных структур. Необходимо также установление корреляционных связей механических свойств со структурным состоянием поверхностных слоев материалов после лазерного термического упрочнения и наплавки.
Материалы и методы исследования
Объектом исследования являлись образцы из сталей 45, У8А, У10А, 9ХС, ХВГ и Х12Ф с различной исходной структурой - после отжига, нормализации, улучшения. Лазерная обработка проводилась на установке «Латус-31» в непрерывном режиме в интервале плотностей мощности W= 3.0-7.5 кВт/см2. Выбранные режимы соответствовали области гарантированного лазерного упрочнения для исследованных сталей.
Лазерная наплавка стали 45 порошками ПР-10Р6М5 и ПР-17Х5ВЗМФ5С осуществлялась в непрерывном режиме. Порошки подавались в зону действия лазерного луча с помощью специального устройства - питателя.
При исследовании режимов дополнительной лазерной обработки наплавленных слоев плотность мощности лазерного излучения изменялась от нижней границы диапазона, соответствующего режиму термического упрочнения без оплавления поверхности (W=8-9 кВт/см2) до верхней - режиму наплавки (W= 15-16 кВт/см2 для порошков типа ПГ, и W=22-29 кВт/см2 для порошков типа ПР). На наплавленную поверхность перед обработкой наносилось поглощающее покрытие (жёлтая гуашь).
Комплекс исследований включал изучение микроструктуры сталей после лазерного термоупрочнения и наплавки с помощью оптического и растрового электронного микроскопов, определение твёрдости и микротвёрдости по стандартным методикам.
Результаты исследования и их обсуждение
Поскольку скорости охлаждения при лазерной закалке (103-104С/с) намного превышают критические скорости закалки сталей, то образуется мартенситная структура, обладающая особенной чувствительностью к последующему распаду. При этом заметной устойчивостью к самоотпуску обладает лишь высокоуглеродистый пластинчатый мартенсит. В реечном же мартенсите с содержанием углерода менее 0,4 % в процессе γ→α превращения развиваются процессы самоотпуска, снижая тем самымсклонность стали к трещинообразованию.
На поверхности зоны лазерного воздействия при обработке сталей 9ХС и ХВГ располагается слаботравящийся слой, имеющий при малых плотностях мощности излучения (W=2-3 кВт/см2) структуру мартенсита, остаточного аустенита и карбидов. По мере увеличения плотности мощности лазерного излучения (доW=5-7 кВт/см2) происходит растворение цементита и карбидов хрома, вследствие чего насыщение остаточного аустенита углеродом и легирующими элементами повышается.
Переходный слой зоны лазерного воздействия у сталей 9ХС и ХВГ состоит из перлитных участков с колониями мартенсита в окружении сетки избыточного цементита и карбидов округлой формы. Лазерная обработка стали Х12Ф1 приводит к образованию в верхней части зоны лазерного воздействия микроструктуры из мартенсита и значительного количества остаточного аустенита (до 20 %); микротвердость слоя составляет ~ 6000 МПа. Такое низкое значение микротвердости, по-видимому, связано со значительной степенью диссоциации карбидов хрома и насыщением аустенита высвободившемся углеродом. При увеличении плотности мощности лазерного излучения толщина слоя возрастает, а микротвердость остается практически на прежнем уровне. Ниже располагается слой, состоящий из более крупноигольчатого мартенсита, значительного количества карбидных частиц, а также остаточного аустенита. Микротвердость этого слоя составляет ~7500 МПа. Еще ниже располагается узкий переходный слой, состоящий из перлита и избыточных карбидов; микротвердость его снижается до твердости исходной структуры.
Анализ микроструктуры образцов и распределения микротвердости в зоне лазерного воздействия показывает, что для инициирования фазовых превращений в образцах с исходной неравновесной структурой требуется значительно меньше энергии по сравнению со структурами, близкими к равновесным. Это связано с тем, что энергия лазерного излучения на крупных зернах расходуется не только на продвижение фронта фазового превращения вглубь, но и на завершение подготовительных (перед аустенитизацией) процессов. Поэтому для аустенитизации крупнозернистой исходной структуры требуется значительно больше энергии, чем для мелкозернистой. Следовательно, с повышением дисперсности исходных структур сталей глубина упрочненного слоя увеличивается.
Превращения структур в металлических сплавах при тепловом воздействии связаны с изменением и движением межфазных и межзеренных границ. При этом скорость миграции границ не может быть произвольной - она лимитируется диффузией на границе раздела фаз (например, при аустенитизации) или, наоборот, не сдерживается диффузией, как в случае рекристаллизации. Поэтому происходящие в сталях при лазерной обработке различные фазовые превращения и диффузионные процессы и приводят к формированию в поверхностном слое обработанного материала многослойной микроструктуры, отличающейся от традиционных видов микроструктур, формирующихся при обычных термических циклах, используемых при объемном термическом упрочнении.
Это обусловлено более трудными процессами зарождения, обособления и коагулирования легированных карбидных частиц и более медленным их растворением, связанным с диссоциацией карбидов, парциальной диффузией легирующих элементов, выравниванием химического состава аустенита в зависимости от скорости диффузии легирующих элементов и т.д.
Преимущества лазерной наплавки также достигаются за счёт возможностей локального ввода энергии и её высокой концентрации. Толщина наплавленного слоя на поверхности образцов за один проход при мощности лазерной установки 1,0 кВт составляла 0,4-1,5мм.
Анализируя строение зоны лазерной наплавки, можно отметить, что в зависимости от энергетических параметров лазерного излучения возможноосуществление процесса формирования биметаллического соединения с различной степенью прогрева металла основы: от незначительного прогрева до расплавления основного металла в зоне наплавки.
Анализ микроструктуры образцов после лазерной порошковой наплавки показывает, что в процессе наплавки формируется литая структура. Она состоит, либо из дендритной структуры с различной величиной и степенью выраженности дендритов, либо из разнозернистой микроструктуры по всему сечению. Это связано с разными условиями охлаждения и теплоотвода, а именно - с различной степенью переохлаждения расплавленного металла в верхней части наплавленного слоя по сравнению с внутренними. В центральной и нижней частях наплавленного слоя столбчатые дендритыимеют четкую пространственную ориентировку в обратном направлении от основного металла.
В результате нагрева основного металла в процессе лазерной наплавки в его микроструктуре формируются три слоя: первый слой - зона полной закалки с мартенситной структурой, второй слой - зона термического влияния со структурой, имеющей признаки как частичной, так и неполной закалки, третий слой - основной металл с исходной структурой.
Анализ микроструктур наплавленных слоев порошками инструментальных сталей до и после дополнительной лазерной обработки на электронном микроскопе РЭМ-200 подтверждает, что при дополнительной лазерной обработке происходит измельчение структуры наплавленного слоя. Однако признаки наследования общей дендритной ориентировки структуры, хоть и незначительно, но все же проявляются. Значения микротвердости по высоте наплавленного слоя после дополнительной лазерной термической обработки несколько выше и имеют стабильный характер.
Среднее значение микротвердости для слоев, наплавленных порошками инструментальных сталей ПР-10Р6М5 и ПР-17Х5ВЗМФ5С, составляют соответственно: 9500 и 10400 МПа. Для наплавленных слоев порошками самофлюсующихся сплавов ПГ-СР2 и ПГ-СР4 значения микротвердости 5800; 7800 МПа соответственно.
Таким образом, дополнительная лазерная обработка наплавленных слоев по режимам, близким к режиму наплавки (W=(0,85-0,90)WНапл), приводит к перекристаллизации и измельчению микроструктуры, а также к повышению стабильности микротвердости по всему сечению наплавленных слоев. При этом, в отличие от объемной термической обработки, лазерная обработка более технологична и сохраняются все преимущества лазерной наплавки.
При изготовлении и восстановлении деталей и инструмента требуется создание наплавленных слоев более широких или более высоких по сравнению с геометрическими размерами одиночного слоя, получаемого за один проход при лазерной наплавке. Поэтому изучение структуры и свойств формируемого массивного слоя при лазерной многослойной наплавке является важной задачей, решение которой расширяет возможности применения этого способа наплавки. Показано, что наиболее рациональным является коэффициент перекрытия Кп=0,6-0,8. В этом случае формируется ровная внешняя наплавляемая поверхность и не происходит значительного прогрева основного металла в зонах сплавления слоев.
Как следует из анализа результатов многослойной наплавки, в зонах сплавления наблюдается повышение уровня микротвердости, что, безусловно, связано с тепловым воздействием на материал каждого предыдущего слоя при нанесении последующего. В этих зонах, вследствие интенсивного теплового лазерного воздействия и контакта с расплавленным порошковым материалом, происходит прогрев ранее нанесенного слоя до температур близких к температуре лазерной обработки. Это обеспечивает измельчение микроструктуры и превращению ее из литого состояния в термически обработанное.
Выводы
- Лазерное термоупрочнение и наплавка являются перспективными технологиями в процессе производства прокатных валков. При этом появляется возможность целенаправленного формирования микроструктуры поверхности изделий за счет ориентированной кристаллизации, локальной химико-термической обработки и, как следствие, получения нового повышенного комплекса физико-механических и эксплуатационных свойств.
- Микротвердость и глубина поверхностного слоя, в котором прошли закалочные процессы, определяется химическим составом стали, режимами предварительной объемной термической обработки и лазерной упрочняющей обработки и зависят от вида исходной структуры.
- Микротвердость переходного слоя зоны лазерного воздействия зависит от исходной структуры стали. Фиксируя изменение микротвердости по глубине можно оценить толщину зоны отпуска в случае лазерного упрочнения исходных структур, полученных в результате объемной закалки, а также глубину переходной зоны со структурами неполной (частичной) закалки при лазерной обработке отожжённой стали.
- Лазерная порошковая наплавка за один проход позволяет формировать поверхностный слой с заданными характеристиками толщиной до 1,5 мм.
- Многослойная лазерная наплавка позволяет получать модифицированные слои с геометрическими размерами, определяемыми техническими условиями на изделие.
- Проведение дополнительной лазерной обработки изделий с многослойной наплавкой приводит к выравниванию уровня микротвердости для каждого исследуемого материала по всему продольному сечению поверхностного слоя.
Рецензенты:
Чернышов Евгений Александрович, д-р техн. наук, профессор кафедры «Теплофизика, автоматизация и экология печей» Нижегородского государственного технического университета им. Р. Е. Алексеева, г. Нижний Новгород.
Пачурин Герман Васильевич, д-р техн. наук, профессор, заведующий кафедрой «Производственная безопасность и экология» Нижегородского государственного технического университета им. Р. Е. Алексеева, г. Нижний Новгород.