Розмір шрифту: 

Влияние лазерной и электронно-лучевой обработок, широко применяемых в производстве, мало изучено применительно к марганцевым и хромомарганцевым сталям. Учитывая, что в них могут протекать разнообразные структурные и фазовые превращения, не встречающиеся в других промышленных сплавах, следовало ожидать не встречавшихся ранее особенностей в изменении структуры под высокоэнергетическим воздействим.     Исследование проведено на марганецсодержащих 05Г8, 05Г10, 05Г14, 05Г15, 05Г22, 05Г29, 30Х10Г10, 40Х14АГ12Ф2, 120Г6Ф2, 110Г13 сталях различных структурных классов: мартенситного, аустенитного и переходного.     Лазерную обработку проводили на установке ЛГН-702, представляющей собой лазер непрерывного действия с выходной мощностью 800 Вт. Электронно-лучевая обработка (ЭЛО) осуществлялась на установке У 250 А с электронной пушкой У 530 М. Ускоряющее напряжение составляло 30 кВ. Плотность поглощенной мощности изменялась от 1*104 до 6,8*104 Вт/см2.     Проводились металлографические, дюрометрические исследования, рентгеновским методом определялся фазовый состав.     Несомненный интерес представляют данные, полученные на низкоуглеродистых марганцовистых мартенситных сталях 05Г8 и 05Г10. Обычно в средне- и высокоуглеродистых сталях мартенситного класса после лазерной обработки микротвёрдость повышается. В отличие от этого, в исследованных сталях лазерная обработка при сравнительно небольших скоростях перемещения образцов относительно лазерного луча (100…200 мм/мин) приводит к существенному снижению микротвердости по сравнению с ее значениями после общей закалки. При 10% Mn она снижается от H? 0,980 3800 до 2850 МПа. Это обусловлено образованием остаточного аустенита и уменьшением количества мартенсита, о чем свидетельствуют данные рентгеновского анализа. Наибольший прирост микротвердости после лазерной обработки наблюдается в сталях с 14…15 % Mn, имеющих трёхфазную структуру (?'+?+?) и низкую стабильность аустенита. Под влиянием напряжений, вызванных большими скоростями нагрева и охлаждения, в этих сталях происходит превращение аустенита в мартенсит, что было впервые установлено в работе автора с сотрудниками еще в 1987г. В сталях 03Г14 и 03Г15 увеличение количества мартенсита под влиянием лазерной обработки составляет 25 и 18 % соответственно. По мере повышения содержания марганца и увеличения стабильности аустенита микротвёрдость снижается. Однако в сталях, содержащих 16…25 % Mn с двухфазной (?+?) структурой, после лазерного воздействия ещё обнаруживается образование ?-мартенсита при некотором уменьшении количества ?-фазы. При содержании марганца в стали 29 % мартенситные фазы отсутствуют, и увеличение микротвёрдости при лазерном воздействии обусловлено наклёпом аустенита.      Метастабильные аустенитные стали 30Х10Г10, 40Х14АГ12Ф2, 120Г6Ф2 после общей закалки от 900°С и локального лазерного воздействия по оптимальному режиму имели микротвёрдость H?0,980 6140, 6700, и 7200 МПа соответственно. Это обусловлено не только наклёпом аустенита, но и образованием мартенсита, что подтверждается данными рентгеновского анализа. Даже в стали 110Г13 с повышенной стабильностью аустенита лазерное воздействие вызывает образование небольшого количества мартенсита. Большая стабильность аустенита в этой стали, чем в 120Г6Ф2, обусловливает и более низкий уровень её упрочнения под воздействием лазера в исследованном диапазоне скоростей перемещения образцов относительно лазерного луча. Способность аустенита к мартенситному превращению при лазерной закалке зависит от предварительной общей термической обработки. В стали 120Г6Ф2 предварительная закалка от 900°С позволяет после лазерной обработки получить микротвердость H? 0,980 7200 МПа. Это существенно выше, чем после закалки от 1100°С (H?0,980 5600 МПа), когда из-за более полного растворения карбидов устойчивость аустенита к мартенситному превращению выше, чем в предыдущем случае. Уменьшению стабильности аустенита и увеличению микротвердости после лазерной обработки способствует также предварительное старение. В стали 120Г6Ф2 после старения при 650оС 1ч лазерная обработка позволяет получить наиболее высокие значения микротвёрдости (H? 0,980 8400…9000 МПа). В результате можно получить мартенситные участки высокой твёрдости, чередующиеся с аустенитными низкой твёрдости.      ЭЛО марганецсодержащих сталей без расплавления приводит к аналогичным результатам. В стали 03Г10, имеющей мартенситную структуру (?'), ЭЛО вызывает образование аустенита, что снижает микротвердость. Особенно это проявляется при увеличении силы тока луча до 10 мА. В сталях 05Г14, 05Г22 со структурой метастабильного аустенита, в результате его превращения в мартенсит, при тех же условиях обработки происходит увеличение микротвёрдости. Аналогичный результат наблюдается и в других метастабильных аустенитных сталях, что обусловлено, как отмечалось ранее, образованием под влиянием напряжений мартенсита. Изменением параметров лазерной обработки и ЭЛО, а также предварительной термообработки можно управлять структурой и фазовым составом.     Приведенные данные показывают большие возможности в получении регулярной макронеоднородной структуры, сочетающей высокую прочность мартенсита и пластичность аустенита. Это позволяет также в одном материале иметь участки с различными физическими свойствами, например, ферромагнитные и парамагнитные. Получение чередующихся твердых и пластичных структурных составляющих в одном материале обеспечивает повышение его износостойкости.