4 odpowiedzi w tym temacie

[budo_melonmelon]

kurna jak mi powiecie jak wstawić obrazki to wstawię kilka,
aha nie mam mozliwości wstawić na jakiś adres internetowy

[budo_melonmelon]

wychodzi na to że nie mogę wstawić nic
jak ktoś będzie miły tak to mogę mu wysłać na pocztę 2 dokumenty z artukułami i niech wystawi

jeśli nie to proszę o zdjęcie posta

pozdro

[budo_cynik]

[link widoczny dla zalogowanych Użytkowników]

[budo_melonmelon]

przy okazji postu dotyczącego cięcia laserem obiecałem zdiątko po takiej obróbce

znalazłem zdiątko ale w stalach szybkotnących, i to specjalnie smażonych laserem

różnica między cięciem a umyślnym modyfikowaniem narzędzia jest taka, że przy tym pierwszym daję sie ogromne moce laserów i nie dba się o powierzchnie (i tak są ładne) tak więc warstwy są grubsze

przy drugim tak się dobiera moc i szybkość by otrzymać z góry założony cel

jak ktoś kce to zapraszam

aha

tekst zamieszczono bez modyfikacji (wycięte jest kilka rysunków nieistotnych w tym temacie), usunieto także literaturę i streszczenie w j. angielskim
tekst zamieszczono w celach edukacyjnych, niekomercyjnych


Wpływ gęstości mocy promieniowania laserowego na strukturę i własności lanej stali szybkotnącej
Prof. dr hab. inż. Karol Przybyłowicz,
Dr inż. Wojciech Depczyński, Mgr inż. Marek Konieczny,
Politechnika Świętokrzyska

STRESZCZENIE
W praktyce przemysłowej są stosowane narzędzia odlewane ze stali szybkotnącej. Ich żywotność znacznie jednak ustępuje narzędziom ze stali przerobionej plastycznie, nie mówiąc już o wytwarzanych metodą metalurgii proszków. Poprawę struktury stali lanej można osiągnąć przez obróbkę laserową. Duża gęstość mocy wiązki jest w stanie nie tylko stopić stal, ale i rozpuścić pierwotne węgliki, których duża wielkość jest głównie odpowiedzialna za niską żywotność lanej stali. Badaniu poddano próbki ze stali SW18, które nagrzewano za pomocą lasera CO2 o mocy maksymalnej 6kW. Stopniowe zwiększanie gęstości mocy promieniowania pozwalało na powiększanie objętości stopionej stali i stopnia rozpuszczenia węglików, ale jednocześnie powodowało przy krzepnięciu powstanie gruboziarnistej struktury. Dla jej rozdrobnienia stosowano powtórne nagrzewanie laserem impulsowym. Przeprowadzono badania strukturalne, mikroanalizę, badania mikrotwardości i odporności na ścieranie.
WSTĘP
Laserowe nagrzewanie stwarza możliwość szybkiego nadtopienia i kierunkowego krzepnięcia warstwy wierzchniej, w wyniku którego otrzymujemy silnie rozdrobnioną strukturę materiału. Zmiany jakie zachodzą w warstwie ciekłego metalu w czasie chłodzenia można ogólnie opisać jako gwałtowne chłodzenie z zakresu ciekłego metalu do temperatury otoczenia. Szybkości chłodzenia w początkowym okresie mogą dochodzić do 10" K/s, a szybkość krzepnięcia do 20 m/s [1,2]. Z uwagi na ciągle przemieszczanie się promienia w czasie laserowego przetapiania powierzchni materiału krzepnięcie ciekłego metalu jest procesem dynamicznym zależnym od wielu czynników, które wpływają na wielkość i kształt krzepnących kryształów oraz jednorodność chemiczną zakrzepłego materiału [3,4]. Do podstawowych czynników, od których zależy proces krzepnięcia po nagrzewaniu laserem o działaniu ciągłym należy zaliczyć [5,6]: - szybkość dostarczania energii do przetapianego materiału (ilość ciepła zaabsorbowanego w jednostce czasu);. wielkość przetapianego obszaru, szybkość skanowania, przewodność cieplna materiału, masa materiału poddanego przetapianiu [6,7].
MATERIAŁ DO BADAŃ
Obróbkę laserową próbek przeprowadzono za pomocą lasera gazowego CO, typu TRUMPF TLF 6000, o wysokiej częstotliwości impulsów.j max. mocy lasera 6,5 kW. Wiązkę w
modzie TEM ogniskowano na powierzchni obrabianej do plamki o
średnicy ok. 2 mm. Moc promieniowania lasera zmieniała się od 0,8 | 2,4 kW, przy stałej prędkość przesuwu wiązki 500 mm/min. Stosowano osłonę argonu i absorber na bazie grafitu.
METODYKA BADAŃ
Nagrzewane próbki badano za pomocą mikroskopu optycznego Metaval i Neophot 2. Mikrostruktury do obserwacji w jasnym polu ujawniono trawiąc zgłady metalografczne 10% nitalem, natomiast do obserwacji w kontraście Nomarskiego (DIC) odczynnikiem Murakami. Do badań za pomocą mikroskopu elektronowego skaningowego, JEOL JSM 5400 z mikrosondą elektronową OXFORD ISIS Link 3000 próbek nie trawiono. Przeprowadzono również pomiary mikrotwardości za pomocą mikrotwardościomierza Hanemanna przy obdarzeniu 100 N
WYNIKI BADAŃ I ICH DYSKUSJA
Mikrostrukturę materiału badano na wytrawionych zgładach metalografcznych w płaszczyźnie prostopadłej do powierzchni i do kierunku nagrzewania. Na rys. 1 widać wyraźnie strefę przetopioną oraz otaczającąją strefę wpływu ciepła. Badania wykazują, że w utworzonych na powierzchni warstwach wierzchnich otrzymuje się bardzo korzystną, jednorodną i drobnodyspersyjną strukturę węglików pierwotnych. Układ kryształów jest zgodny z kierunkiem odprowadzania ciepła i kierunkiem obróbki. Wielkość kryształów zależy od wielkości strefy przetopionej. Ze wzrostem wymiarów tej strefy malała szybkość krystalizacji. Najmniejszy gradient temperatury był na granicy ze strefą wpływu ciepła, a największy w centralnych obszarach strefy przetopionej. Główne osie kryształów kolumnowych i dendrytycznych są równolegle do kierunku odprowadzania ciepła. Mikrofotografia (rys. 2) przedstawia strukturę przy nagrzewanej powierzchni w centralnej części strefy przetopienia. Występują w niej dendryty pierwotnego austenitu z widoczną siatką węglików wydzielonych w granicach dendrytów w wyniku krystalizacji. W obszarze leżącym blisko nagrzewanej powierzchni występują duże dendryty austenitu (pierwotne), których główne osie zorientowane są zgodnie z kierunkami odprowadzania ciepła. W pobliżu granicy z osnową orientacja pierwotnych, grubych kryształów austenitu jest związana nie tylko z kierunkiem odprowadzania ciepła, ale również wynika z orientacji ziarn nie przetopionej osnowy, na których wzrastają. Kolejne kryształy zarodkują w kierunkach zgodnych z kierunkiem odprowadzania ciepła. Obserwuje się charakterystyczne dla tych obszarów wielokrotne "załamywanie się" frontu wzrostu kryształów [9]. W obszarach centralnych strefy przetopionej, gdzie odprowadzanie ciepła następowało we wszystkich kierunkach, tworzyła się struktura drobnych, równoosiowoch kryształów austenitu z siatką węglików w przestrzeniach międzydendrytycznych. Duże zmiany struktury zachodzą w otoczeniu cząstek węglików ledeburytycznych, w obszarach graniczących bezpośrednio ze strefą przetopioną. Z uwagi na krótki czas nagrzewania tylko drobne cząstki zdążają się całkowicie rozpuścić. Wokół dużych cząstek węglików, w obszarach przetopionych tworzy się, w wyniku szybkiej krystalizacji, struktura złożona z pierwotnych kryształów austenitu na tle eutektyki (rys. 3). Na rys. 4 widać tworzenie się, grubej siatki węglików ledeburytycznych na granicach kryształów. Na rys. 5 pokazano mikrostrukturę strefy przetopionej w obszarze przylegającym do strefy wpływu ciepła w miejscu występowania ledeburytu. W tym obszarze temperatura nieznacznie przekroczyła solidus, co w połączeniu z krótkim czasem obróbki nie sprzyjało całkowitemu ujednorodnieniu cieczy. Szybka krystalizacja tego obszaru prowadziła do znacznego rozdrobnienia struktury pierwotnej, jednak z bardzo wyraźnym ledeburytem. Za pomocą mikrosondy elektronowej Oxford ISIS LINK 300 badano zmiany koncentracji Fe, Cr, V i W W próbkach nagrzewanych przy różnych parametrach obróbki laserowej. Analizę prowadzono wzdłuż ścieżek prostopadłych do powierzchni próbek. Badania wykazały, że we wszystkich badanych próbkach wystąpiło znaczne, w porównaniu z osnową, ujednorodnienie strefy przetopionej. Przy przejściu z osnowy do strefy wpływu ciepła i do strefy przetopionej obserwowano spadek niejednorodności chemicznej. Badania w obrębie osnowy i węglików w strefie przetopionej jak i w materiale rodzimym pozwalają stwierdzić, że osnowa została w wyniku obróbki wzbogacona w pierwiastki węglikotwórcze kosztem węglików. Pomiary mikrotwardości prowadzono wzdłuż ścieżek prostopadłych do powierzchni próbek. Przeprowadzone badania wykazały, że mikrotwardości zmieniają się w poszczególnych strefach warstwy od maksymalnej w strefie przetopionej (rzędu 1000-1100 HV100) do minimalnej - w osnowie (rzędu 300 nHV100). Na rys. 6 przedstawiony jest przykładowy wykres rozkładu mikrotwardości w warstwie wierzchniej. Duży wpływ na rozkład mikrotwardości miały warunki nagrzewania. Przy zastosowaniu małych gęstości mocy nie następowało całkowite przetopienie pierwotnych węglików ledeburytycznych, przez co osnowa nie została nasycona węglem i dodatkami stopowymi, w efekcie twardość warstwy była niższa. Twardość osnowy w pobliżu szerokich stref wpływu ciepła była wyższa od wyjścio wej. Rozkłady mikrotwardości wzdłuż ścieżek prostopadłych do powierzchni próbek były podobne, co świadczy o jednorodności struktury i
składu chemicznego całej warstwy wierzchniej. W przypadku zastosowania promieniowania o dużej gęstości mocy następowało odparowanie części warstwy wierzchniej - powstawał krater. Wokół krateru pomiary twardości nie dawały jednak znacząco różniących się wyników w stosunku do obszarów poprawnie przetopionych.
WNIOSKI
W wyniku przetopienia laserowego powierzchni stali SW18 o strukturze wyjściowej w stanie lanym otrzymano warstwę wierzchnią, która charakteryzuje się silnie rozdrobnioną strukturą krystaliczną dużą jednorodnością chemiczną i wysoką twardością. Struktura warstwy wierzchniej uzależniona jest od mocy promieniowania laserowego oraz czasu oddziaływania wiązki lasera na materiał.Badania tribologiczne pozwolą ocenić odporność na ścieranie warstwy.



Rys. 1. Obraz mikrostruktury warstwy wierzchniej po obróbce laserowej; P=1200 W, v=500 mm/s



Rys. 2. Obraz skaningowy mikrostruktury przy powierzchni warstwy przetopionej w centralnej strefie krateru.



Rys. 3. Obraz skaningowy mikrostruktury strefy przejściowej w pobliżu strefy przetopionej.



Rys. 4. Obraz skaningowy mikrostruktury strefy przetopionej



Rys. 5. Obraz skaningowy mikrostruktury strefy przetopowej w pobliżu strefy wpływu ciepła.



Rys. 6. Wykres zależności mikrotwardości od odległości od nagrzewanej powierzchni przy mocy 1200 W, v=500 mm/s Fig. 6. Microchardness vs. distence from the heated surface (P=1200 W, v=500 mm/s).

DZIĘKI WSZYSTKIM ZA POMOC

pozdro

[budo_melonmelon]

jak ktoś przez to przebrnął (powyżej) to jeszcze 1 podobny

tekst zamieszczono bez modyfikacji (wycięte jest kilka rysunków nieistotnych w tym temacie), usunieto także literaturę i streszczenie w j. angielskim
tekst zamieszczono w celach edukacyjnych, niekomercyjnych


Struktura i własności laserowo przetopionej stali SWV9

Prof. dr hab. inż. Jan Kusiński, Dr inż. Sławomir Kąc , Dr inż. Sławomir Hnat, Dr inż. Agnieszka Woldan
Wydział Metalurgii i Inżynierii Materiałowej, AGH Kraków

STRESZCZENIE
W pracy scharakteryzowano wpływ laserowej obróbki cieplnej (mocy i średnicy wiązki lasera oraz szybkości skanowania) na strukturę oraz własności warstwy wierzchniej nieledeburytycznej stali narzędziowej SWV9 o podwyższonej odporności na ścieranie. Przeprowadzono badania zmian mikrostruktury, jednorodności chemicznej oraz rozkładów mikrotwardości w warstwie wierzchniej. Zbadano również zmiany składu fazowego, przeprowadzono badania penetracyjne oraz test odporności na ścieranie warstwy wierzchniej badanej stali po obróbce laserowej. Przetapianie laserowe stali SWV9 laserem o dużej mocy (6300 W) powoduje wzrost jej twardości do wartości 1200 - 1300 HV6, Obróbka taka prowadzi do powstania siatki prostopadłych pęknięć biegnących po granicach kolonii eutektycznych przez całą szerokość strefy przetopionej. Ostatnio przeprowadzone badania wykazują jednak, że wstępne podgrzanie stali do temperatury 500"C przed przetopieniem laserowym pozwala na całkowite wyeliminowanie siatki pęknięć w warstwie wierzchniej

WSTĘP
Spośród materiałów narzędziowych metalicznych-największą odporność na ścieranie wykazują węgliki spiekane oraz stale klasy ledeburytycznej. Główną wadą węglików spiekanych jest duży koszt ich wytwarzania oraz mała ciągliwość, natomiast zasadniczym mankamentem stali klasy ledeburytycznej jest mała podatność do przeróbki plastycznej po odlaniu i duża skłonność do segregacji pasmowej węglików. Powyższe problemy były inspiracją do poszukiwania nowych materiałów o własnościach pośrednich.
Takim nowym materiałem jest nieledeburytyczna stal narzędziowa o symbolu SWV9 opracowana w 1991 roku w AGH [1]. Charakteryzuje się ona dużą odpornością na ścieranie, podatnością do przeróbki plastycznej oraz pod względem ekonomicznym wypiera dotychczas stosowane stale szybkotnące. Jedną z najnowszych i coraz bardziej rozwijających się technologii obróbki materiałów jest obróbka laserowa. Technika ta wykorzystuje możliwość precyzyjnego dostarczania do wybranych miejsc obrabianego przedmiotu ogromnych gęstości energii w bardzo krótkim czasie, co pozwala lepiej lub szybciej realizować technologie znane, bądź wprowadzać technologie nowe, niemożliwe do realizacji przy stosowaniu konwencjonalnych metod. Krótkie czasy nagrzewania są również decydującym aspektem oszczędności energii. Dotychczasowe badania skutków oddziaływania promieniowania laserowego na stale wykazały, że w ich warstwach wierzchnich zachodzą zmiany struktury i składu chemicznego odmienne od tych zachodzących podczas konwencjonalnej obróbki cieplnej, przez co przedmioty obrabiane tą metodą uzyskują wysoką twardość, odporność na korozję, ścieranie i zmęczenie [2 - 4]. Różnice wynikają głównie z ekstremalnie dużych szybkości nagrzewania i chłodzenia towarzyszących powierzchniowej obróbce laserowej oraz z oddziaływania dużych naprężeń (wywołanych gradientem temperatury) powodujących sprężyste i plastyczne odkształcenie materiału [5].
MATERIAŁ DO BADAŃ
Materiałem badań była stal SWV9, która jest nową niezupełnie jeszcze zbadaną stalą nieledeburytyczna o podwyższonej odporności na ścieranie, w której udało się uzyskać strukturę złożoną z bardzo twardych węglików MC wanadu i wolframu o korzystnej morfologii i rozkładzie. Osnowę stanowią produkty rozpadu austenitu, które nie są składnikami strukturalnie kruchymi. Zastąpienie w dotychczasowych stalach ledeburytycznych kruchych eutektyk y-M6C i y-M7C, eutektyką Y-MC stwarza możliwości zwiększenia w strukturze stali narzędziowych udziału węglików pierwotnych do około 20%, bez pogorszenia podatności do odkształceń plastycznych na gorąco. Skład chemiczny tej stali zamieszczonyjestwTab. 1.
Tabela 1. Skład chemiczny stali SWV9.
Tablel. ChemicalcompositionofSWV9[in%wt].

1 Stal Skład chemiczny |% mas]
c (2,08) Mn (0,61) Si (0,38) P (0,024) S (0,028) Cr (3,32) W (5,2) V (7,9)

struktura po hartowaniu składa się z drobnoiglastego martenzytu oraz austenitu szczątkowego z widocznymi na tle tej osnowy pierwotnymi i wtórnymi, sferoidalnymi węglikami typu MC wanadu i wolframu (Rys, 1).
METODYKABADAŃ
W celu określenia zmian struktury i składu chemicznego warstwy wierzchniej (WW) badanej stali po przetopieniu laserowym, przeprowadzono badania za pomocą mikroskopu optycznego Epityp 2, elektronowego mikroskopu skaningowego HITACHI. Badania mikroskopowe obejmowały identyfikację składników strukturalnych, ich rozmieszczenie i rozmiar oraz pomiar głębokości przetopienia. Zmiany składu fazowego badano za pomocą rentgenowskiej analizy fazowej, a zmiany koncentracji pierwiastków w WW badano za pomocą mikroanalizatora rentgenowskiego CAMECA M.S. 46. Pomiary mikrotwardości w warstwie wierzchniej (WW) przeprowadzono za pomocą mikrotwardościomierza Hanemanna przy obciążeniu 0,065 kG. Przeprowadzono również badania penetracyjne WW oraz badania odporności na ścieranie za pomocą urządzenia wykonanego w AGH [6].
W celu ujawnienia mikrostruktury zglady metalograficzne trawiono elektrolitycznie w 10 % wodnym roztworze CrO3 - silnie trawiącym na czarno węgliki wanadu oraz dwustopniowo: w odczynniku Vilella i w 2 % nitalu, które trawiły osnowę.
WYNIKI BADAŃ I ICH DYSKUSJA
Badania mikroskopowe próbek przetopionych laserowo wykazały, że warstwa wierzchnia składa się z dwóch stref:
- szerokiej strefy materiału przetopionego i gwałtownie zakrzepłego,
- wąskiej strefy materiału zahartowanego.
Charakterystyczną cechą struktury stali SWV9 po przetapianiu laserowym jest obecność bardzo drobnych eutektyk włóknistych. Badania pozwalają przypuszczać, że proces krzepnięcia rozpoczynał się na nowo powstałych lub niezupełnie jeszcze rozpuszczonych pierwotnych węglikach wanadu, wokół których w pierwszym etapie równomiernie we wszystkich kierunkach rosła eutektyka złożona z bardzo drobnych węglików typu VC i następowało zamknięcie frontu krzepnięcia. W drugim etapie wzrost eutektyk miał już charakter nierównomierny i eutektyki te rosły w kierunkach odprowadzania ciepła (Rys. 2).
Na podstawie badań penetracyjnych stwierdzono, że warstwy wierzchnie utworzone w wyniku laserowego przetapiania stali SWV9 charakteryzowały się obecnością licznych pęknięć. Obserwacje mikroskopowe wykazały, iż pęknięcia te tworzą charakterystyczną prostokątną siatkę z tym, że szersze rozwarcie szczelin wykazują te pęknięcia, które biegną wzdłuż kierunku przetapiania. Przy wolniejszym przetapianiu (720 mm/min) pęknięcia były szersze i gęściej rozmieszczone niż przy przetapianiu z prędkością 1000 mm/min. Szczegółowa analiza przekrojów poprzecznych wykazała, że pęknięcia przebiegają prostopadle do powierzchni przez całą szerokość strefy przetopionej i biegną po granicach kolonii złożonych z węglików eutektycznych (Rys. 3).
Z przeprowadzonych badań mikrotwardości wynika, że największe wartości mikrotwardości materiał wykazywał tuż pod powierzchnią blisko środka strefy przetopionej (ok. 0,1 0,2 mm), natomiast po jej przekroczeniu występuje gwałtowny spadek twardości do wartości 500-600 (MIKROHV, a następnie twardość stopniowo maleje osiągając wartości materiału rodzimego (ok. 300 (mikroHV). Na podstawie uzyskanych wyników stwierdzić można, że dla próbek przetapianych z większą szybkością (V = 1000 mm/min) twardość warstwy powierzchniowej osiąga wartości około 1300 u.HV65 i jest nieco wyższa niż dla próbek przetapianych z prędkością 720 mm/min, których twardość wynosiła ok. 1200 uHV. Przykładowy wykres przedstawiający wyniki pomiaru twardości przedstawia rysunek 4.
Wyniki badań za pomocą rentgenowskiej analizy fazowej wskazują, że struktura stali SWV9 po wyżarzaniu składa się z węglików wanadu i ferrytu stopowego stanowiącego osnowę. Podczas laserowego przetapiania znaczna część węglików uległa rozpuszczeniu. Pozostała tylko ich niewielka ilość, która (jak wykazały badania mikrostruktury) jako faza lżejsza wypłynęła na powierzchnię.
W strukturze strefy przetopionej laserowo występują: martenzyt (powstały w wyniku intensywnego chłodzenia zakrzepłego materiału do temperatury otoczenia), austenit szczątkowy oraz węgliki wanadu (wchodzące w skład kolonii eutektycznych oraz nieprzetopione węgliki materiału rodzimego) (Rys.5) Analizy liniowego rozmieszczenia pierwiastków: Fe, Cr, Mn, Si, W i V w warstwie wierzchniej wykonano na linii prostopadłej do powierzchni oraz wzdłuż przetopionej warstwy, a także na przekroju



Rys. 1. Mikrostruktura warstwy przetopionej z obszarami dendrytycznymi i dużymi oderwanymi z osnowy węglikami.



Rys. 2. Kolumnowe kolonie eutektyk powstałe w wyniku ukierunkowanego odprowadzania ciepła w pobliżu materiału rodzimego.



Rys. 3. Pęknięcia w warstwie przetopionej, na granicy kolonii eutektycznych.
jednego ziarna. Na rysunku f> przedstawiono przykładowy rozkład pierwiastków wzdłuż linii prostopadłej do powierzchni, przechodzącej przez wszystkie występujące po laserowym przetapianiu strefy. Widać tutaj duże wahania koncentracji Fe, Cr, V i Mn w strefie rodzimej i w strefie przejściowej, natomiast w strefie przetopionej następuje wyraźne ustalenie się koncentracji poszczególnych pierwiastków z lekkim wzrostem zawartości V i spadkiem zawartości Fe i Mn w kierunku powierzchni. Koncentracja W i Si była na stałym poziomie pierwiastki te wchodziły w skład roztworu. celu określenia odporności badanej stali na zużycie ścierne przeprowadzono test odporności na suche ścieranie. Aby uzyskać możliwość porównania odporności na ścieranie badaniu poddano stal w stanie wyżarzonym, po hartowaniu konwencjonalnym od temperatury 1200°C oraz po hartowaniu laserowym. W doświadczeniu tym badano ubytek masy w zależności od drogi tarcia po 2000m i 4000m (Rys. 7).
Na podstawie otrzymanych wyników stwierdzić można, że przetapianie laserowe (przy zastosowanych parametrach moc, szybkość skanowania i charakter wiązki) stali SWV9 znacznie





Rys. 4. Mikrofotografia warstwy wierzchniej wraz z rozkładem mikrotwardości (HV65) w funkcji odległości od powierzchni.



Rys. 7. Wykres przedstawiający odporność na ścieranie stali WV9 po różnych zabiegach obróbki cieplnej.

zwiększa jej odporność na ścieranie, jednak mimo to nie jest ona wyższa niż po hartowaniu konwencjonalnym. Mniejsza odporność na ścieranie stali przetopionej laserowo w porównaniu z hartowaną konwencjonalnie może być wynikiem prawie całkowitego rozpuszczenia się drobnych węglików wtórnych (w warstwie wierzchniej), które głównie są odpowiedzialne za odporność na ścieranie stali SWV9.
WNIOSKI
Analiza wyników przeprowadzonych badań pozwala na sformułowanie następujących wniosków:
• przetapianie laserem o dużej mocy (6300 W) stali SWV9 prowadzi o powstania siatki prostopadłych pęknięć biegnących po granicach kolonii eutektycznych przez całą szerokość strefy przetopionej;
• przetapianie laserowe stali SWV9 powoduje wzrost jej twardości o wartości 1200-1300 (mikroHV
• badania rentgenowskie wykazały, że część węglików wanadu legła rozpuszczeniu, a w strukturze stali po pzetapianiu laserowym oprócz węglików typu VC występuje martenzyt i austenit szczątkowy;

• warstwa przetopiona wykazywała dużą makro-niejednorodność strukturalną i segregacje w postaci zawirowań wywołanych ruchem konwekcyjnym stopionego metalu, co w materiale poddanym dalszej obróbce cieplnej spowoduje nierównomierny rozkład węglików, a przez to zróżnicowanie własności mechanicznych w różnych obszarach materiału;
• prawie cała strefa przetopiona zakrzepła w postaci kolonii bardzo drobnych eutektyk włóknistych, które zarodkowały na centrach z węglików wanadu, a pozostałe obszary zakrzepły w postaci dendrytów;
• pomiędzy koloniami eutektycznymi zaobserwowano podwyższoną zawartość P i S, co może zwiększać skłonność do pękania w tych obszarach;
• po przetapianiu laserowym stali SWV9 wzrasta jej odporność na ścieranie, jednak (przy stosowanych parametrach obróbki laserowej) nie jest ona wyższa niż po hartowaniu konwencjonalnym.


oba artykuły ukazały się w INZYNIERII MATERIAŁOWEJ nr 5 (112) 1999 jako materiały z konferencji "Obróbka Powierzchniowa" KULE październik 1999


pozdro