Модификация поверхности инструментальной стали порошками B₄C–Al под воздействием импульсного лазера

Полный текст

ВВЕДЕНИЕ

На сегодняшний день самый распространенный способ улучшения эксплуатационных свойств металлических деталей — поверхностное упрочнение, когда на поверхности изделия формируется тонкий функциональный слой из более твердого, чем основа, материала. В связи с появлением сканаторов — устройств программируемого управления скоростью лазерного луча — одними из наиболее перспективных способов получения функциональных слоев на поверхности металлов стали лазерная наплавка, лазерная микрообработка, лазерное легирование, лазерная сварка [1, 2]. Для этих способов характерна высокая скорость обработки, ее точность и качество, при этом экономится легирующий материал, а последующая механическая обработка поверхности минимальна [2]. Данные способы широко применяют в радиоэлектронике, в автомобильной и аэрокосмической индустрии для обработки промышленных материалов (стали, алюминия и титана) [3–5], а также для производства медицинских микроразмерных устройств [6]. В качестве легирующих добавок часто используют соединения, обладающие высокой твердостью, такие как нитрид титана, карбиды титана, вольфрама, бора, хрома [2, 6–8]. Недостатком лазерного упрочения является образование трещин на поверхности после обработки или в процессе дальнейшей эксплуатации из-за растягивающих остаточных напряжений [9–11].

Ранее авторами были опубликованы прикладные решения по легированию поверхности инструментальной стали 3Х2В8Ф порошками B₄C и B₄C–Al с помощью иттербиевого наносекундного импульсного волоконного лазера, позволившие повысить микротвердость и износостойкость поверхностного слоя при подборе оптимального режима работы импульсного лазера [12–15].

В настоящей работе исследованы микроструктура, микротвердость и шероховатость поверхностных слоев инструментальной стали 3Х2В8Ф, полученных с помощью лазерного упрочнения при легировании порошками B₄C–Al.

МЕТОДИКА

В исследовании использовали прямоугольные образцы c размерами 18 × 18 × 10 мм из инструментальной стали 3Х2В8Ф. Эта сталь применяется для изготовления тяжело нагруженных прессовых инструментов (мелких вставок окончательного штампового ручья, матриц и пуансонов для выдавливания) при горячем деформировании легированных конструкционных сталей и жаропрочных сплавов, пресс-формы литья под давлением медных сплавов [16]. Для легирования стали использовали порошок карбида бора F220 (ГОСТ Р 52381-2005, не менее 95% B₄C, основная фракция 75–63 мкм [17]) и порошок алюминия ПА-4 (ГОСТ 6058-2022, не менее 98 % Al, основная фракция — более 85% частиц размером до 100 мкм [18]). Обработку проводили наносекундным импульсным иттербиевым волоконным лазером YLP-V2-1-100-100-100 (IPG Photonics, Россия). Лазеры этого типа применяют для гравировки, маркировки, микрообработки, прецизионной поверхностной обработки [13].

Микротвердость определяли методом Виккерса с помощью микротвердомера ПМТ-3М (ЛОМО, Россия) и рассчитывали по восстановленному отпечатку (ГОСТ 9450-76 [19]) с использованием программного комплекса Nexsys Image Expert MicroHandness 2.

Шероховатость поверхности измеряли на стилусном профилометре Dektar XT (Bruker AXS, Германия) и на профилометре модели 130 (“ПРОТОН”, Россия).

Для определения микроструктуры, элементного и фазового состава поверхностного слоя применяли методы оптической микроскопии, растровой электронной микроскопии (РЭМ), энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии и рентгенофазового анализа. Для этих целей использовали оптический микроскоп Olympus BX43 (Olympus Corp., Япония); металлографический микроскоп ЛОМО МЕТАМ РВ-21 (ЛОМО, Россия), рентгеновский дифрактометр Bruker D2 Phaser (Bruker AXS, Германия), настольный растровый электронный микроскоп JEOL JCM-6000 (JEOL, Япония).

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Оптимальный режим обработки подбирали по следующим параметрам: выходная мощность 50–100 Вт, диапазон частот импульсов 50–90 кГц, расстояние от линзы до поверхности образца 180–220 мм, скорость прохождения лазерного луча по образцу 50–2000 мм/с, количество последовательных повторов обработки одной поверхности от пяти до 100. После подбора оптимального режима для получения удовлетворительных результатов при минимальной затрате времени были установлены следующие параметры: 100 Вт, 75 кГц, 197 мм, 200 мм/с, десять повторов соответственно, а общее время обработки лазером составило 15 мин.

Обработке лазером в подобранных режимах были подвергнуты два образца, на которые с помощью клея БФ-6 был нанесен тонким слоем (1–2 мм) порошок, на образец № 1 — F220 (B₄C), а на образец № 2 — предварительно смешанный порошок 70 мас. % F220 (B₄C) и 30 мас. % ПА-4 (Al).

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В ходе обработки были получены образцы с блестящей поверхностью (рис. 1). Они были распилены по центру пополам, после чего были подготовлены поперечные шлифы и изучены под микроскопом. Средняя толщина полученного на образце № 1 слоя составила 35.6 мкм (рис. 2а, б). Средняя толщина слоя на образце № 2 составила 46.6 мкм (рис. 2в, г).

 

Рис. 1. Поверхность образцов: № 1, обработанного порошком B₄C марки F220 (а); № 2, обработанного смесью из порошков B₄C марки F220 (70 мас. %) и Al марки ПА-4 (30 мас. %) (б).

 

Рис. 2. РЭМ-изображения образцов № 1 (B₄C) (а, б) и № 2 (B₄C + Al) (в, г) при увеличении ×300 (а, в) и ×500 (б, г).

 

Показатель микротвердости по Виккерсу

Для расчета микротвердости образца № 1 проведено шесть измерений наплавленной поверхности вертикально вниз к базовой стали с шагом 25–35 мкм, средняя микротвердость стали составила 277 ± 35 HV. Для определения микротвердости функционального слоя проведено шесть измерений с шагом по горизонтали 20–30 мкм и по вертикали 3–7 мкм, средняя микротвердость наплавленного слоя составила 1326 ± 110 HV. Отдельно проведены три измерения на границе между слоями с шагом 25–35 мкм по горизонтали, среднее значение микротвердости на границе составило 791 ± 100 HV.

Для расчета микротвердости образца № 2 были проведены семь измерений от наплавленной поверхности вертикально вниз к базовой стали с шагом 25–35 мкм, средняя микротвердость стали составила 258 ± 35 HV. По результатам пяти измерений в наплавленном слое в шахматном порядке с шагом по горизонтали 20–30 мкм и по вертикали 5–10 мкм средняя микротвердость 1200 ± 110 HV. На границе между слоями в результате трех измерений среднее значение микротвердости составило 714 ± 100 HV.

По данным всех измерений образцов № 1 и № 2 построен график зависимости микротвердости от расстояния от поверхности (рис. 3). На графике в диапазоне 60–90 мкм шаг 30 мкм уменьшен до 5 мкм для удобства отображения.

 

Рис. 3. Зависимость показателя микротвердости образцов № 1 (B₄C) и № 2 (B₄C + Al) от расстояния от поверхности d.

 

Рентгенофазовый анализ

На дифрактограммах поверхности образцов № 1 (рис. 4) и № 2 (рис. 5) обнаружены пики боридов дижелеза (Fe₂B), анализ не выявил рефлексов боридов моножелеза (FeB). Так как фаза FeB преимущественно выделяется в поверхностном слое наплавляемого материала и содержит большее количество бора по сравнению с Fe₂B, а количество бора уменьшается по мере удаления от поверхности, вероятность обнаружения боридов моножелеза при их наличии на поверхности максимальна. Отсутствие фазы FeB указывает на то, что получена фаза Fe₂B, которая более предпочтительна. FeB имеет более высокую твердость, но его появление приводит к резкому охрупчиванию функционального слоя, а на границе фаз FeB–Fe₂B появляются многочисленные трещины из-за остаточных напряжений [20, 21]. В образце № 2 помимо борида дижелеза присутствует сплав AlCrFe. Образование кристаллического соединения AlCrFe позволяет утверждать, что в результате лазерного легирования произошла химико-термическая реакция с алюминием, что обеспечивает прочное внедрение алюминия в поверхность образца и увеличивает ее коррозионную стойкость. Можно предположить, что образование гладкой поверхности также связано с наличием AlCrFе.

 

Рис. 4. Дифрактограмма образца № 1 (B₄C).

 

Рис. 5. Дифрактограмма образца № 2 (B₄C + Al).

 

Профилометрия

Профилометрия была сделана на образцах до и после обработки, основные показатели шероховатости профиля представлены в табл. 1. Для анализа шероховатости согласно ГОСТу 2789-73 можно использовать наиболее репрезентативный показатель R_a — среднеарифметическое отклонение профиля [22, 23]. Шероховатость образца № 1 после обработки на порядок хуже, чем до обработки, а шероховатость образца № 2 после обработки улучшилась в 2.6 раз по сравнению с необработанной поверхностью. По сравнению с образцом № 1 разница в 26 раз, что также видно на 3D-профилограммах (рис. 6).

 

Таблица 1. Показатели шероховатости образцов до обработки и после лазерного легирования

Параметры*	Образец
	До обработки	№ 1 (B4C)	№ 2 (B4C + Al)
Rv, мкм	9.5 ± 2.1	100 ± 13	2.9 ± 0.43
Rp, мкм	13.7 ± 2	102.4 ± 9.4	2.61 ± 0.15
Rmax, мкм	23.2 ± 3.6	202.1 ± 8.9	5.51 ± 0.58
Rz, мкм	9.2 ± 1.2	98 ± 14	2.47 ± 0.36
Sm, мкм	279 ± 38	1080 ± 180	610 ± 180
Ra, мкм	3.46 ± 0.73	34.2 ± 4.1	1.31 ± 0.15
Класс	5в	2б	7а

*R_v — глубина максимальной впадины профиля, R_p — высота максимального выступа профиля, R_max — наибольшая высота профиля, R_z — высота неровностей профиля по десяти точкам, R_a — среднеарифметическое отклонение профиля, класс — класс шероховатости профиля.

 

Рис. 6. 3D-профилограммы образцов № 1 (B₄C) (а) и № 2 (B₄C + Al) (б).

 

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В ходе исследования установлено, что при упрочнении в течение 15 мин с помощью импульсного иттербиевого волоконного лазера мощностью 100 Вт поверхности инструментальной стали 3Х2В8Ф порошком карбида бора (B₄C) марки F220 при определенных параметрах обработки можно получить поверхность с микротвердостью 1326 ± 110 HV, шероховатостью второго класса и средним арифметическим отклонением профиля R_a = 34.2 ± 4.1 мкм. При лазерном упрочнении с такими же параметрами обработки смесью из порошков карбида бора (B₄C) марки F220 и алюминия (Al) марки ПА-4 в количестве 70 и 30 мас. % соответственно микротвердость функционального слоя составляет 1200 ± 110 HV, а R_a = 1.31 ± 0.15 мкм, что соответствует седьмому классу шероховатости. Деталь, поверхность которой обладает такой шероховатостью, можно использовать в некоторых трибосистемах даже без дополнительной механической обработки. Повышенную микротвердость поверхности можно объяснить наличием фазы Fe₂B, имеющей высокую трещиностойкость, а содержание соединения AlCrFe приводит к более гладкой поверхности и увеличивает коррозионную стойкость поверхности.

ФИНАНСИРОВАНИЕ РАБОТЫ

Работа выполнена в рамках государственного задания № FWSF-2024-0010 и № FWSF-2024-0013 на проведение исследований и при финансовой поддержке Бурятского государственного университета им. Доржи Банзарова (БГУ) (грант № 24-03-01). Эксперименты проведены на оборудовании Института физического материаловедения СО РАН и ЦКП “Научные приборы” БГУ. Авторы выражают благодарность научным сотрудникам лаборатории физического материаловедения Института физического материаловедения СО РАН Н.С. Улаханову, И.А. Южакову, С.А. Лысых за помощь в обработке образцов и Д.Э. Дашееву за помощь в проведении рентгенофазового анализа.

КОНФЛИКТ ИНТЕРЕСОВ

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

Об авторах

А. Б. Лупсанов

Бурятский государственный университет им. Доржи Банзарова

Автор, ответственный за переписку.
Email: lupandrey@yandex.ru
Россия, Улан-Удэ

У. Л. Мишигдоржийн

Институт физического материаловедения СО РАН

Email: undrakh@ipms.bscnet.ru
Россия, Улан-Удэ

А. А. Машанов

Бурятский государственный университет им. Доржи Банзарова

Email: lupsanovab@bsu.ru
Россия, Улан-Удэ

А. С. Милонов

Бурятский государственный университет им. Доржи Банзарова; Институт физического материаловедения СО РАН

Email: lupsanovab@bsu.ru
Россия, Улан-Удэ; Улан-Удэ

А. В. Номоев

Бурятский государственный университет им. Доржи Банзарова; Институт физического материаловедения СО РАН

Email: lupsanovab@bsu.ru
Россия, Улан-Удэ; Улан-Удэ

Список литературы

Дополнительные файлы