激光表面强化316L不锈钢的组织与性能研究
发布时间：2021-04-12 08:37
研究了纳秒脉冲光纤激光表面重熔对316L不锈钢组织、力学性能和耐磨性能的影响,分别采用三维激光扫描共聚焦显微镜、金相显微镜和扫描电子显微镜表征了重熔前后不锈钢的表面形貌、显微组织、拉伸断口形貌与摩擦磨损形貌。结果表明:重熔层从底部到表层可分为平面晶区、枝晶生长区和表面等轴晶区,激光重熔处理可将316L不锈钢的抗拉强度从580MPa提高到710MPa,不锈钢的表面硬度和耐磨性能也因此得到了显著提高。
【文章来源】：激光与光电子学进展. 2020,57(19)北大核心CSCD
【文章页数】：6 页
【部分图文】：
316L不锈钢重熔前后的共聚焦表面形貌。（a）重熔前；（b）重熔后
图3 显微硬度分布曲线为了进一步研究激光重熔试样的表面性能，本文进行了摩擦磨损试验。激光重熔前后316L不锈钢的磨损深度对比如图5(a）所示，可见：在几乎同等宽度的磨损程度下，原始试样的磨损深度最大，达到了16.34μm；激光重熔后，由于表面硬度增大，磨损深度降低至约7.25μm。激光重熔前后316L不锈钢磨损后的表面形貌如图5(b）、（c）所示。由图5(b）可见：原始试样的磨损面凹凸不平，出现了大量的梨沟和层状剥离带，并带有少量磨损颗粒，磨痕边缘出现了剪切作用导致的塑性变形；此外，局部区域在磨损过程中产生了黏着，在反复摩擦作用下，黏着部位开裂，导致表面磨损较为严重。重熔后，试样表面硬度提高，试样表面没有立即被破坏。在磨损过程中，前期脱落的微纳米颗粒在摩擦过程中起到了“微纳滚珠”的作用，将“滑动摩擦”部分转变为“滚动摩擦”，避免了金属摩擦表面的直接接触，能够很好地抵抗塑性形变，并起到了支撑作用。因此，激光重熔试样表面的磨损形貌更加平整，如图5(c）所示。
此外，从重熔层底部到表层，重熔组织可分为平面晶区（A区）、枝晶生长区（B区）和表面等轴晶区（C区）。重熔层的组织主要取决于温度梯度（G）与凝固速度（R）之比G/R[19]。在熔池与基板界面处，温度梯度G最大，凝固速度R最小，因此该处具有很大的G/R值，凝固组织是以低速生长的平面晶，在底部外延组织还没有生长到表面时，熔池尾部沿水平方向生长的枝晶就已在该处凝结。随凝固前沿向表面推移，温度梯度G减小，凝固速度增大，导致G/R值减小，大部分平面晶沿着从熔池底部到表层的方向以多层、连续的方式生长，形成枝晶结构。重熔层表面的凝固速度最大，且熔融的合金液可通过表面散热形成细小的等轴晶。由重熔组织的局部放大图可以看出，从重熔层的底部到表层，枝晶间距逐渐变大，平均间距从11.34μm增大到15.67μm。这主要是由于界面与扫描速度方向近似垂直，因此凝固速度在熔化方向（也就是枝晶生长方向）上的分量较小，而该处的温度梯度相对熔池底部明显降低，因而该处外延枝晶的间距相比其他部位有一定的增大[16]。对重熔层横截面的显微硬度（图3）进行分析后发现：从基板到热影响区再到重熔层，硬度分布曲线呈逐渐增大的趋势，但在表层有稍许下降；基板的平均显微硬度约为225 HV，重熔层的平均显微硬度约为388 HV。重熔后，在高的冷却速率和温度梯度下，熔融的合金液快速凝固形成了晶粒细小的平面晶区（A区）、枝晶生长区（B区）和表面等轴晶区（C区）。距表层越远，冷却速率越小，组织中的位错密度越低，硬度越低[12]。然而，当激光照射到316L基板上时，表层聚集着大量的能量，316L基板由表向里迅速熔化，由于最表层温度过高导致钢中的碳、硅等元素被烧损，固溶强化效果减弱，因此表层的硬度略有下降[16-17]。
【参考文献】：
期刊论文
[1]基于纳米压痕和有限元模拟的激光熔覆316L不锈钢弹塑性能研究[J]. 董齐,黎宇航,关红,高士友. 塑性工程学报. 2017(02)
[2]HastelloyN合金和316L不锈钢在LiF-NaF-KF熔盐中的腐蚀行为研究[J]. 丁祥彬,孙华,俞国军,周兴泰. 中国腐蚀与防护学报. 2015(06)
[3]激光快速成形过程中316L不锈钢显微组织的演变[J]. 林鑫,杨海欧,陈静,黄卫东. 金属学报. 2006(04)
博士论文
[1]温轧和冷轧态含铝高强304与316L不锈钢微观组织和拉伸性能及其强韧化机制[D]. 郭鑫.兰州理工大学 2019
硕士论文
[1]激光重熔调质40Cr钢疲劳裂纹扩展行为及磨损性能[D]. 张海潮.吉林大学 2019
本文编号：3132997
【文章来源】：激光与光电子学进展. 2020,57(19)北大核心CSCD
【文章页数】：6 页
【部分图文】：
316L不锈钢重熔前后的共聚焦表面形貌。（a）重熔前；（b）重熔后
图3 显微硬度分布曲线为了进一步研究激光重熔试样的表面性能，本文进行了摩擦磨损试验。激光重熔前后316L不锈钢的磨损深度对比如图5(a）所示，可见：在几乎同等宽度的磨损程度下，原始试样的磨损深度最大，达到了16.34μm；激光重熔后，由于表面硬度增大，磨损深度降低至约7.25μm。激光重熔前后316L不锈钢磨损后的表面形貌如图5(b）、（c）所示。由图5(b）可见：原始试样的磨损面凹凸不平，出现了大量的梨沟和层状剥离带，并带有少量磨损颗粒，磨痕边缘出现了剪切作用导致的塑性变形；此外，局部区域在磨损过程中产生了黏着，在反复摩擦作用下，黏着部位开裂，导致表面磨损较为严重。重熔后，试样表面硬度提高，试样表面没有立即被破坏。在磨损过程中，前期脱落的微纳米颗粒在摩擦过程中起到了“微纳滚珠”的作用，将“滑动摩擦”部分转变为“滚动摩擦”，避免了金属摩擦表面的直接接触，能够很好地抵抗塑性形变，并起到了支撑作用。因此，激光重熔试样表面的磨损形貌更加平整，如图5(c）所示。
此外，从重熔层底部到表层，重熔组织可分为平面晶区（A区）、枝晶生长区（B区）和表面等轴晶区（C区）。重熔层的组织主要取决于温度梯度（G）与凝固速度（R）之比G/R[19]。在熔池与基板界面处，温度梯度G最大，凝固速度R最小，因此该处具有很大的G/R值，凝固组织是以低速生长的平面晶，在底部外延组织还没有生长到表面时，熔池尾部沿水平方向生长的枝晶就已在该处凝结。随凝固前沿向表面推移，温度梯度G减小，凝固速度增大，导致G/R值减小，大部分平面晶沿着从熔池底部到表层的方向以多层、连续的方式生长，形成枝晶结构。重熔层表面的凝固速度最大，且熔融的合金液可通过表面散热形成细小的等轴晶。由重熔组织的局部放大图可以看出，从重熔层的底部到表层，枝晶间距逐渐变大，平均间距从11.34μm增大到15.67μm。这主要是由于界面与扫描速度方向近似垂直，因此凝固速度在熔化方向（也就是枝晶生长方向）上的分量较小，而该处的温度梯度相对熔池底部明显降低，因而该处外延枝晶的间距相比其他部位有一定的增大[16]。对重熔层横截面的显微硬度（图3）进行分析后发现：从基板到热影响区再到重熔层，硬度分布曲线呈逐渐增大的趋势，但在表层有稍许下降；基板的平均显微硬度约为225 HV，重熔层的平均显微硬度约为388 HV。重熔后，在高的冷却速率和温度梯度下，熔融的合金液快速凝固形成了晶粒细小的平面晶区（A区）、枝晶生长区（B区）和表面等轴晶区（C区）。距表层越远，冷却速率越小，组织中的位错密度越低，硬度越低[12]。然而，当激光照射到316L基板上时，表层聚集着大量的能量，316L基板由表向里迅速熔化，由于最表层温度过高导致钢中的碳、硅等元素被烧损，固溶强化效果减弱，因此表层的硬度略有下降[16-17]。
【参考文献】：
期刊论文
[1]基于纳米压痕和有限元模拟的激光熔覆316L不锈钢弹塑性能研究[J]. 董齐,黎宇航,关红,高士友. 塑性工程学报. 2017(02)
[2]HastelloyN合金和316L不锈钢在LiF-NaF-KF熔盐中的腐蚀行为研究[J]. 丁祥彬,孙华,俞国军,周兴泰. 中国腐蚀与防护学报. 2015(06)
[3]激光快速成形过程中316L不锈钢显微组织的演变[J]. 林鑫,杨海欧,陈静,黄卫东. 金属学报. 2006(04)
博士论文
[1]温轧和冷轧态含铝高强304与316L不锈钢微观组织和拉伸性能及其强韧化机制[D]. 郭鑫.兰州理工大学 2019
硕士论文
[1]激光重熔调质40Cr钢疲劳裂纹扩展行为及磨损性能[D]. 张海潮.吉林大学 2019
本文编号：3132997
本文链接：https://www.wllwen.com/kejilunwen/jinshugongy/3132997.html
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