Лазерные технологии повышения стойкости прокатных валков

Аннотация

Г.Н. Гаврилов, С.В. Костромин, А.Б. Калинин, В.Н. Пейганович, Д.Ю. Ермаков—Лазерные технологии повышения стойкости прокатных валков
Лазерное термоупрочнение и наплавка являются перспективными технологиями в процессе производства прокатных валков. Показано, что лазерные технологии дают возможность целенаправленного формирования микроструктуры поверхности изделий и получения нового повышенного комплекса физико-механических и эксплуатационных свойств. Исследованы структура и свойства поверхностных слоёв сталей с различным содержанием углерода. Комплекс исследований включал определение физико-механических характеристик материалов по стандартным методикам, изучение структуры образцов. Лазерная порошковая наплавка за один проход позволяет формировать поверхностный слой с заданными характеристиками толщиной до 1,5 мм. Многослойная наплавка позволяет получать модифицированные слои с геометрическими размерами, определяемыми техническими условиями на изделие. Проведение дополнительной лазерной обработки приводит к выравниванию уровня микротвердости для каждого исследуемого материала по всему продольному сечению поверхностного слоя.

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.

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.

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 ?>? 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, ла- зерная 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.

1. 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.
2. 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.
3. Микротвердость переходного слоя зоны лазерного воздействия зависит от исходной структуры стали. Фиксируя изменение микротвердости по глубине можно оценить тол- щину 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.
4. Лазерная порошковая наплавка за один проход позволяет формировать поверхностный слой с заданными характеристиками толщиной до 1,5 мм.
5. Многослойная лазерная наплавка позволяет получать модифицированные слои с геометрическими размерами, определяемыми техническими условиями на изделие.
6. Проведение дополнительной лазерной обработки изделий с многослойной наплавкой приводит к выравниванию уровня микротвердости для каждого исследуемого материала по всему продольному сечению поверхностного слоя.

   Список литературы

   1. Безнос М. П. Валки крупносортных и рельсобалочных станов. — М.:Металлургия, 1966. — 148 с.
   2. Григорьянц А. Г., Шиганов И. Н., Мисюров А. И. Технологические процессы лазерной обработки. — М.:МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2008. — 664 с.
   3. Ильин С. И., Корягин Ю. Д. Технология термической обработки сталей: учебное пособие. — Челябинск: Издательский центрЮУрГУ, 2009. — 120 с.
   4. Кочанов А. В., Горбатюк С. М. Разработка конструкции устройства и технологии упрочнения валков листовых станов поверхностным пластическим деформированием // Черные металлы. — 2013. — № 2. — С. 14—18.
   5. Особенности формирования структуры сталей при лазерном термическом цикле / Г. Н. Гаврилов, В. Кастро, И. Брауэр, Е. С. Беляев // Заготовительные производства в машиностроении. — 2011. — № 12. — С. 38—41.
   6. Патент РФ № 2398892. Способ поверхностного упрочнения прокатных валков. Опубл. 10.09.2010.
   7. Теория и технология ковки / Под ред. Л. Н. Соколова. — Киев: Вища школа, 1989. — 317 с.
   8. Эффективность микролегирования стали 150ХНМЛ ванадием при получении прокатных валков / В. А. Коровин, И. О. Леушин, А. С. Киров, С. В. Костромин // Заготовительные производства в машиностроении. — 2012. — № 1. — С. 44—47.
   

   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.