Введение

В машиностроительном производстве основными инструментальными материалами являются твердые сплавы (сплавы системы WC ‒ Co с содержанием кобальта 6 ‒ 8 %). Современные условия развития промышленности требуют от твердосплавного режущего инструмента (РИ) повышенной стойкости. В первую очередь это обусловлено расширением номенклатуры обрабатываемых материалов: от жаростойких и жаропрочных сталей и сплавов до композиционных материалов. Для решения этой проблемы предлагаются разные подходы, направленные на изменение состава и структуры сплавов как во всем объеме, так и в поверхностном слое. Одним из таких методов является упрочняющая лазерная обработка (ЛО) передней поверхности режущего клина инструмента. Рассматриваемый метод позволяет повысить стойкость твердосплавного инструмента в несколько раз [1 ‒ 3]. Тем не менее в условиях машиностроительного производства лазерное упрочнение твердосплавного РИ применяется значительно реже других методов, например, метода нанесения износостойких покрытий [4; 5]. Износостойкие покрытия, как и структуры поверхностного слоя зоны лазерной обработки, являются эффективным барьером для диффузионного взаимодействия обрабатываемого и инструментального материалов при больших скоростях резания. После ЛО рост сопротивления разрушению связующей Co-фазы, проявляющийся в снижении охрупчивания поверхностных слоев сплава в процессе эксплуатации инструмента, обусловлен наличием избыточного вольфрама, растворенного в кобальте, что затрудняет диффузию железа в кобальт и образование железовольфрамовых карбидов в процессе резания [6].

При всех достоинствах лазерного упрочнения твердых сплавов одной из основных проблем его применения для повышения эксплуатационных характеристик РИ является определение оптимальных режимов ЛО. Это связано с формированием сложного напряженного состояния в зоне ЛО, вызванного отличающимися теплофизическими характеристиками составляющих сплав фаз и ограниченностью области нагрева. Оптимальный режим ЛО должен обеспечивать упрочнение сплава при сохранении сплошности поверхностного слоя материала. При выборе режимов упрочняющей ЛО твердых сплавов необходимо тщательно проработать вопрос создания оперативной, надежной и обоснованной методики.

Целью настоящей работы является разработка метода определения оптимального режима упрочняющей импульсной лазерной обработки вольфрамокобальтовых твердых сплавов.

Постановка задачи

При импульсной ЛО твердых сплавов, когда в зоне лазерного воздействия (ЗЛВ) наблюдается образование износостойких структур, несомненным достоинством является возможность ее осуществления без нарушений сплошности поверхностного слоя материала. В этом случае не требуется дополнительного принудительного изменения геометрии режущих поверхностей инструмента, существенно расширяется область его применения, становится возможной обработка твердосплавных сменных многогранных пластин наряду с напайными пластинами.

Процесс лазерной термической обработки сплавов группы ВК является достаточно специфичным в силу негомогенности материала и особенностей его изготовления и часто приводит к деструктивным изменениям (росту карбидного зерна, пористости, трещинообразованию, образованию двойных карбидов) в ЗЛВ [2; 7 ‒ 13].

Требования к параметрам лазерного излучения (ЛИ), обеспечивающим бездефектную обработку твердых сплавов, известны только для ряда частных случаев. В работе [2] упоминается об однократном облучении пятном с гауссовым распределением интенсивности, а с целью получения в поверхностном слое компактной переплавленной мелкозернистой структуры рекомендуется применение СО2-лазера, работающего в частотном режиме [11]. Для наиболее эффективного способа ЛО, состоящего в многократном облучении сплава [2], вопрос о выборе режимов бездефектного лазерного воздействия, при котором наблюдается упрочнение сплава, остается открытым.

Сложность назначения режимов импульсной ЛО твердых сплавов заключается в том, что при недостаточной плотности энергии ЛИ не происходит упрочнения сплава, а при слишком высокой плотности энергии наблюдается трещинообразование в зоне ЛО (рис. 1).

Наличие трещин, которые являются основным деструктивным элементом при ЛО сплавов, независимо от их природы, расположения и глубины, главным образом, определяет работоспособность твердых сплавов [7; 11 ‒ 14]. Можно выделить несколько причин образования трещин в ЗЛВ. Неравномерность распределения энергии по сечению лазерного пучка приводит к возникновению трещин, охватывающих зону обработки. Эта причина устранима, например, при ЛО с использованием фокусирующего призменного растра [2; 6; 15], который обеспечивает неравномерность распределения интенсивности в зоне ЛО не более 5 %. Ограниченность области нагрева по глубине приводит к появлению трещин, образующих на поверхности мелкоячеистую сетку (рис. 1) и распространяющихся на глубину порядка толщины модифицированного слоя. Следующий тип трещин затрагивает элементы микроструктуры сплава. Эти трещины проходят через зерна исходного карбида α-WC или по границам WC ‒ WC. Основной причиной их возникновения следует считать различие в термических коэффициентах линейного расширения WC и Co-фаз сплавов (αWC = 4,4·10–6 °C–1; αCo = 14,2·10–6 °C–1 [1]), наклеп и изменение фазового состава сплава при ЛО (появление по границам карбидных зерен более хрупких двойных карбидов, уменьшающих содержание кобальта в сплаве) [2; 6; 15].

Указанные причины появления трещин различного масштаба являются следствием перераспределения микро- и макронапряжений в ЗЛВ твердых сплавов. При высокоскоростном нагреве в процессе лазерной обработки возникающие в ЗЛВ при определенных дозах облучения термические напряжения могут превышать величину разрушающих напряжений для отдельных структурных элементов сплава [1]. Это может быть положено в основу методики определения оптимальных режимов ЛО твердых сплавов группы ВК.

В связи с вышесказанным целесообразно предельные энергетические характеристики при импульсной ЛО вольфрамокобальтовых твердых сплавов определять по началу появления микротрещин на поверхности ЗЛВ. В качестве режимов ЛО, обеспечивающих упрочнение твердого сплава, необходимо выбирать такие плотность энергии и кратность ЛО, при которых достигаются максимальные температура нагрева и глубина зоны упрочнения, но при этом гарантированно не происходит образования микротрещин в ЗЛВ.

Определить режимы ЛО, при которых начинается трещинообразование, можно экспериментально при последовательном увеличении плотности энергии ЛИ, контролируя в этом случае сплошность поверхности ЗЛВ или визуально (при увеличении 50 ‒ 60 крат), или по сигналу акустической эмиссии (АЭ) [2]. Рассматриваемая методика является достаточно трудоемкой и может быть использована только в лабораторных условиях.

В связи с этим становится актуальной разработка способа, позволяющего оперативно определять предельные энергетические характеристики упрочнения твердых сплавов группы ВК, не вызывающие их трещинообразования. В настоящей работе для этого использован аналитический метод, основанный на исследовании закономерностей формирования температурного поля при упрочнении твердых сплавов, определении термических напряжений, возникающих в ЗЛВ при лазерной импульсной обработке, и сравнении их с напряжениями разрушения отдельных структурных элементов сплава.

Материалы и оборудование

В качестве объекта исследования был выбран двухфазный твердый сплав ВК6 (WC ‒ 6 % Со), основным назначением которого согласно ГОСТ 3882 ‒ 74 является применение в качестве режущего и бурильного инструмента. Для рассматриваемого сплава была разработана и апробирована методика определения термических напряжений в ЗЛВ при импульсной ЛО, которая также может быть применена к другим сплавам этой группы.

Облучение сплавов осуществлялось на лазерной установке, собранной на основе импульсного твердотельного лазера на стекле с неодимом. Плотность энергии излучения ε варьировалась от 0,8 до 1,8 Дж/мм2 при длительности импульса τ = (5 ÷ 11)·10‒3 с, частота следования импульсов 1 Гц. Для создания в зоне ЛО на участке 4×4 мм равномерного распределения плотности энергии использовали фокусирующий призменный растр [2; 6; 15]. В настоящей работе рассматривали несколько схем и режимов ЛО как с использованием фокусирующего призменного растра, так и без его применения при различной кратности обработки (N).

Изучение структуры сплавов после ЛО проводили на поперечных шлифах с использованием оптического микроскопа Neophot-30 и сканирующего электронного микроскопа Jeol JSM 6390A.

При вычислении температурного поля в ЗЛВ и значений градиента температуры был использован программный продукт Mathcad.

Методика расчета

В соответствии со «скелетной» моделью структуры вольфрамокобальтовых твердых сплавов [1; 16] структурными элементами в спеченных твердых сплавах являются Co-связка, зерно WC, граница WC ‒ WC, граница зерна WC ‒ Co-связка (рис. 2). Сплавы группы ВК – это композиционные инструментальные материалы, прочность которых с точки зрения контактного взаимодействия при резании определяется прочностью каждого структурного элемента [17]. Разрушающие напряжения σр для структурных элементов твердого сплава ВК8 принимают следующие значения: для Co-связки толщиной 1,5 мкм σр = 5000 МПа, для карбидного зерна размером 2 мкм σр = 180 МПа, на границе WC ‒ WC σр = 80 МПа, на границе WC ‒ Co-связка σр = 100 МПа [18]. Видно, что разрушение твердого сплава происходит, в первую очередь, в месте контакта зерен WC, то есть наиболее слабым структурным элементом в твердом сплаве являются межзеренные границы, а наиболее прочным – связующая фаза.

При анализе результатов конечно-элементного моделирования напряженного состояния сплава ВК8 констатируется [19], что места срастания зерен WC являются концентраторами напряжений (под воздействием термических напряжений и нагрузки), интенсивность которых в несколько раз превышает интенсивность прилагаемого напряжения. Эти данные подтверждены в работе [20], согласно которым микротрещины зарождаются преимущественно на контактных карбидных WC/WC и межфазных WC/Co поверхностях, а последовательность слабых звеньев при прохождении магистральной трещины имеет вид WC/WC, WC, WC/Co, Co.

Для моделирования и расчета термических напряжений в процессе лазерной обработки рассмотрим схему, содержащую все структурные элементы сплава (рис. 2). Выделим в этой системе отдельное зерно карбида вольфрама, взаимодействующее с соседними зернами и Co-прослойкой. При этом предполагается, что зерно карбида вольфрама WC пластически не деформируется, хотя возможно скольжение по базисным плоскостям при внешнем нагружении [21]. Термические напряжения, возникающие в твердом сплаве в пределах одного зерна, в соответствии с законом Гука можно определить следующим образом:

где ΔT – разница температур при ЛО в пределах размера одного зерна в направлении в глубь материала; α = 4,9·10‒6 °С‒1 – коэффициент линейного температурного расширения [2]; E = 628 ГПа – модуль упругости Юнга [2].

Размер зерен карбидной фазы в твердых сплавах меняется от 0,5 до 6,0 мкм [18]. Для отработки методики далее в расчетах принято среднее значение размера зерна карбидной фазы 4 мкм, что соответствует среднему размеру зерна WC крупнозернистых твердых сплавов ВК6-В, ВК8-В [2; 22].

Температурное поле при ЛО, с одной стороны, определяет протекание структурно-фазовых превращений в ЗЛВ [2; 6; 15], способствующих повышению межфазной прочности сплава, а, с другой стороны, распределение температуры оказывает решающее влияние на величину и распределение остаточных напряжений в ЗЛВ и трещиностойкость сплава при обработке. Выбор предельных энергетических характеристик импульсной ЛО твердых сплавов группы ВК должен обеспечивать дисперсионное упрочнение сплава при отсутствии нарушения сплошности поверхности ЗЛВ.

Результаты и их обсуждение

Распределение температуры в ЗЛВ при импульсной ЛО было получено в приближении одномерной линейной модели нагрева полубесконечного однородного тела плоским однородным поверхностным источником [2]. На рис. 3 показаны зависимости температуры Тm карбидной фазы (WC) при различных значениях ε и N от глубины z.

В табл. 1 приведены расчетные значения температуры на поверхности ЗЛВ, по которой можно оценить термические напряжения, возникающие в наиболее склонных к разрушению структурных элементах сплава.

Исследование структуры и состава ЗЛВ свидетельствует о том, что наиболее целесообразна ЛО твердых WC ‒ Co сплавов, когда температура в зоне облучения достигает температуры плавления эвтектики 1298 ‒ 1357 °С или незначительно отличается от нее (находится в пределах 1290 ‒ 1400 °С), а длительность воздействия наибольшая [2]. При этом укрупнение зерен карбидной фазы незначительно, а степень растворимости карбида вольфрама в кобальте существенно увеличивается по сравнению с растворимостью в твердом состоянии.

Согласно полученным расчетным данным указанным значениям температурного интервала соответствуют режимы 4 (ε = 1,4 Дж/мм2, N = 1), 5 (ε = 1,5 Дж/мм2, N = 1), 9 (ε = 1,2 Дж/мм2, N = 5), 13 (ε = 1,0 Дж/мм2, N = 10) (табл. 1), что достаточно хорошо совпадает с данными стойкостных испытаний облученных твердосплавных резцов [2; 6; 15]. При этих режимах ЛО укрупнение зерен карбидной фазы незначительно, а образования способствующих разупрочнению обработанной зоны сложных карбидов типов η-Co3W3C, θ-Co3W2C, χ-Co3W9C4 не наблюдается. Эти фазы уменьшают содержание металлического кобальта в прослойке, связывая его и ослабляя закрепление карбидного скелета в связке, что в итоге приводит к разрушению сплава.

Динамика нарастания температуры на поверхности ЗЛВ при многократной ЛО при ε = 0,9 Дж/мм2 представлена рис. 4 (штриховой линией обозначен диапазон температур 1290 ‒ 1400 °С как наиболее благоприятный для ЛО). Только к 12-ому импульсу температура на поверхности ЗЛВ превышает 1290 °C. Последующее увеличение кратности обработки приводит к деструктивным изменениям в ЗЛВ.

Режимы упрочняющей ЛО и соответствующие им диапазоны температур на поверхности ЗЛВ приведены на рис. 5. При плотности энергии больше 0,9 Дж/мм2 заданный температурный интервал достигается раньше, например, для ε = 1,1 Дж/мм2 при N, равном 7 и 8, а для плотности энергии ε = 1,4 Дж/мм2 при N, равном 1 и 2.

Распределение температуры в ЗЛВ определяет не только протекание структурно-фазовых превращений при ЛО, но и формирует поле термических напряжений, тем самым оказывая влияние на прочность материала.

В предположении, что градиент температуры максимален в момент времени t = 0,5τи , для расчета величины ΔТ из выражения (1), необходимой для определения термических напряжений, использовали аналитическое выражение для температуры T(z, t) из работы [2]. Термические напряжения в карбидной фазе (как в одном из наиболее склонных к разрушению при нагружении структурных элементов), в зависимости от режимов ЛО получаются простым дифференцированием температуры T(z, t) и последующим пересчетом полученного значения на размер WC зерна.

Оптимальными следует считать режимы упрочняющей ЛО сплавов группы ВК, которые удовлетворяют двум критериям. Во-первых, температура на поверхности ЗЛВ находится в пределах 1290 °С < T < 1400 °С, когда в ЗЛВ не присутствуют разупрочняющие сплав фазы, а укрупнение зерен карбидной фазы незначительно. Во-вторых, в ЗЛВ недопустимо появление трещин произвольного масштаба, то есть термические напряжения, возникающие в результате ЛО, не должны превышать напряжения разрушения структурных элементов сплава. Установлено, что для всех исследованных режимов, когда температура на поверхности находится в диапазоне 1290 ‒ 1400 °С (рис. 5), термические напряжения в карбидной фазе меньше напряжений разрушения. Для таких режимов рассчитанные по формуле (1) напряжения приведены в табл. 2.

Выход за верхнюю границу указанного температурного интервала не приводит к разрушению карбидного зерна, но, как правило, увеличивает количество крупных зерен и приводит к появлению по границам зерен сложных карбидов, что ведет к нарушению работоспособности сплава как инструментального материала.

Полученные данные хорошо согласуются с результатами измерений сигнала АЭ при обработке сплава ВК8 (рис. 6) [2]. С увеличением общего количества зарегистрированных импульсов АЭ трещиностойкость падает. Согласно экспериментальным данным ниже кривой (рис. 6) находится бездефектная область обработки (NΣ = 0): N = 10, ε = 1,25 и 1,30 Дж/мм2; N = 9, ε = 1,5 Дж/мм2; N = 6, ε = 1,25 Дж/мм2; N = 1, ε = 1,6 Дж/мм2. Полагая [23], что сплавы ВК6 и ВК8 близки по своим теплофизическим характеристикам, можно сопоставить данные, приведенные на рис. 6, и расчетные режимы ЛО (табл. 2). Все приведенные в табл. 2 режимы ЛО попадают в область бездефектной обработки, когда напряжения в карбидной фазе меньше напряжений разрушения.

Предложенный аналитический метод определения предельных энергетических характеристик позволяет установить режимы импульсной ЛО, которые обеспечивают дисперсионное упрочнение твердого сплава при отсутствии деструктивных изменений в ЗЛВ.

Выводы

Разработана и апробирована методика определения предельных энергетических характеристик лазерной импульсной упрочняющей обработки твердых сплавов вольфрамокобальтовой группы. Показано, что оптимальные режимы лазерной обработки должны удовлетворять двум критериям. Во-первых, температура на поверхности ЗЛВ должна находиться в интервале от 1290 до 1400 °С, когда в ЗЛВ не присутствуют разупрочняющие сплав фазы, а укрупнение зерен карбидной фазы незначительно. Во-вторых, термические напряжения, возникающие в результате ЛО, не должны превышать напряжений разрушения структурных элементов сплава.

Установлено, что для всех исследованных режимов, когда температура на поверхности находится в диапазоне 1290 ‒ 1400 °С, термические напряжения в карбидной фазе меньше напряжений разрушения.

Полученные данные о режимах бездефектной лазерной обработки хорошо согласуются с результатами измерений сигнала АЭ при обработке твердого сплава ВК8.