Фізичні основи поверхневого зміцнення матеріалів за рахунок формування нерівноважних структурних станів

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

НАЦІОНАЛЬНА АКАДЕМІЯ НАУК УКРАЇНИ

ІНСТИТУТ ПРОБЛЕМ МАТЕРІАЛОЗНАВСТВА

ім. І.М. Францевича

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня

кандидата фізико-математичних наук

ФІЗИЧНІ ОСНОВИ ПОВЕРХНЕВОГО ЗМІЦНЕННЯ МАТЕРІАЛІВ ЗА РАХУНОК ФОРМУВАННЯ НЕРІВНОВАЖНИХ СТРУКТУРНИХ СТАНІВ

Єфімов Микола Олександрович

Київ - 1999

Анотація

Єфімов М.О. тема - Фізичні основи поверхневого зміцнення матеріалів за рахунок формування нерівноважних структурних станів. Рукопис.

Дисертація на здобуття наукового ступеня кандидата фізико-математичних наук за спеціальністю 01.04.13 - фізика металів. Інститут проблем матеріалознавства ім. І.М. Францевича, Київ - 1999.

Дисертаційну роботу присвячено вивченню впливу лазера з імпульсами наносекундної довжини та імпульсної плазмової обробки на поверхню сталей, а також особливостей формування структури аморфізованих покриттів, нанесених газотермічним напиленням. Вперше показано, що в приповерхневих шарах сталей аустенітного класу під впливом опромінення наносекундним лазером формується новий нерівноважний ГЦК-твердий розчин заліза, що має збільшений параметр кристаличної решітки, який існує водночас з основним ГЦК - твердим розчином із практично не зміненим параметром решітки. Такий стан характеризується комірчастою дислокаційною структурою, що не супроводжується перерозподілом легуючих елементів між областями границь і тіла камірок. У вуглецевих сталеях під дією наносекундного лазера параметр кристаличної решітки нерівноважного аустеніту, що утворюється в цьому випадку, на 0,5 - 0,9% вище, ніж після опромінення мілісекундндним лазером. Висунуто припущення про зв'язок цього явища з підвищенням концентрації міжвузлових атомів в ГЦК - твердому розчині заліза. В роботі показано, що під дією імпульсної плазмової обробки у конструкційних та інструментальних сталях формується зміцнений приповерхневий шар з тонкою мартенсито-аустенітною структурою, яка формується в результаті расплавлення і загартування з рідкого стану, а також деформаційного зміцнення. Головний внесок в зміцнення приповерхневого шару вносить потужний термічний вплив імпульсів плазми, а також легування приповерхневої області елементами, що складають плазму. Показано, що тільки частково аморфізовані покриття нанесені газотермічним напиленням, зберігають високу твердість в межах 5-7 ГПа аж до 650-700⁰С.

Ключові слова: високоенергетичний вплив, дислокаційна структура, нерівноважний структурний стан, мікротвердість, аморфізація.

Summary

лазер сталь нержавіючий газотермічний

Yefimov N.A. The Physical principles of surface strengthening of materials by the formation of metastable structure states - manuscript.

Dissertation for the PhD. degree on speciality 01. 04. 07. - physics of metal.

Frantsevich Institute for Materials Science Problems Ukrainian National Academy of Science, Kiev - 1999.

The dissertation work is devoted to the investigation of the influence of the pulse laser radiation with the pulse duration 20-30 ns and the pulse plasma treatment on the surface of steels and to the problems of formation of the coating applied by the gas thermal evaporation method. For the first time it was shown that the new metastable FCC-solid solution was formed in surface layer of the austenitic steels under influence of the ns-laser radiation. This solution has increased lattice parameter and exists simultaneously with base FCC-solid solution, having practically invariable lattice parameter. This state of the irradiation surface layer is defined by the cellular dislocation structure without redistribution of alloyed elements between the boundary regions and all volume. In the carbon steels the metastable austenitic lattice parameter is by 0,5-0,9 % increased after pulse ns-laser radiation then after s-laser one. It is supposed that the appearance of the new solid solution with a elevated lattice parameter is connected with the increasing of the concentration of the interstitial atoms in the FCC-solid solution. It is found that hardened surface layers with fine martensite-austenite structure form in carbon steels under the influence of plasma-detonation working. The hardening of surface layer is explained by strong thermal influence of plasma pulses and alloying of the surface by elements composing plasma. In hardened layer with the fine structure melting and quenching from liquid state and deformation hardening have been occurred. It is shown that only partially amorphous powder coating containing boron has high hardness (about 5-7 GPa) up to 650-700⁰C.

Key words: high energy influence, dislocation structure, metastable state, microhardness, amorphous.

Аннотация

Ефимов Н.А. Физические основы поверхностного упрочнения материалов за счет формирования неравновесных структурных состояний - Рукопись.

Диссертация на соискание научной степени кандидата физико-математических наук по специальности 01. 04. 13. - физика металлов. Институт проблем материаловедения им. И.Н. Францевича, Киев - 1999.

Диссертационная работа посвящена изучению особенностей воздействия лазерного излучения с импульсами наносекундной длительности и импульсной плазменной обработки на поверхность сталей, а также вопросам формирования структуры аморфизованных покрытий, нанесенных газотермическим напылением. Впервые показано, что в приповерхностных слоях сталей аустенитного класса под влиянием облучения импульсного наносекундного лазера формируется новый неравновесный ГЦК-твердый раствор железа, имеющий увеличенный параметр кристаллической решетки, существующий одновременно с основным ГЦК - твердым раствором с практически не измененным параметром решетки. Такое состояние облученной области характеризуется ячеистой дислокационной структурой, не сопровождающейся перераспределением легирующих элементов между областями границ и объема ячеек. Выдвинуто предположение о связи появления нового ГЦК-твердого раствора железа с повышением концентрации межузельных атомов и образованием комплексов “примесь-межузельный атом”. В углеродистых сталях под действием наносекундного лазера параметр кристаллической решетки аустенита, образующегося в этом случае, на 0,5-0,9% выше, чем после облучения лазером миллисекундной длительности. Данное явление также связывается с повышением концентрации межузельных атомов в аустените приповерхностного слоя. В работе показано, что под действием импульсной плазменной обработки в конструкционных и инструментальных сталях формируется упрочненный слой, имеющий весьма тонкую мартенсито-аустенитную структуру, причем остаточный аустенит не снижает твердости модифицированного слоя ввиду высокой степени его фазового наклепа. Структура приповерхностного упрочненного слоя формируется в результате расплавления и закалки из жидкого состояния, а также деформационного упрочнения. Основной вклад в упрочнение приповерхностного слоя вносит мощное термическое воздействие импульсов плазмы, а также легирование приповерхностной области сталей элементами, составляющими плазму. Показано, что порошковые покрытия нанесенные различными способами газотермического напыления, характеризующиеся аморфно-кристалической структурой и имеющие в своем составе бор, сохраняют высокую твердость, порядка 5-7 ГПа, при нагреве до 650-700 ⁰С. Достаточно высокий уровень микротвердости покрытий сохраняется выше температуры кристаллизации аморфной составляющей благодаря выделению высокодисперсных боридов.

Ключевые слова: высокоэнергетическое воздействие, дислокационная структура, неравновесное структурное состояние, микротвердость, аморфизация.

1. Загальна характеристика роботи

Актуальність теми В теперішній час широке застосування знаходять нові способи обробки матеріалів, що засновуються на використанні високо-концентрованих джерел енергії - електричного розряду, плазми, електронного і лазерного випромінень та ін. Незважаючи на відмінність фізичних процесів, що лежать в основі того чи іншого способу швидкісного нагріву, всім їм притаманна спільна особливість: фазові та структурні перетворення здійснюються в умовах, далеких від рівноважних, що описуються фазовими діаграмами стану. В рамках представленого дослідження розглянуто особливості модифікування приповерхневого шару сталей випроміненням лазера та плазмово-детонаційною обробкою (ПДО), а також особливості формування покриттів з повністю або частково аморфізованою структурою, отриманих методами газотермічного напилення (ГТН) на підкладку з вуглецевої сталі. Лазерній обробці матеріалів присвячена значна кількість робіт, в яких, як правило, розглянуто вплив лазерного випромінення з імпульсами мілісекундної тривалості. Відмінною рисою цієї роботи є дослідження впливу випромінення надкороткоімпульсного лазеру наносекундної тривалості на різні типи сталей. Параметри імпульсного плазмового потоку та його технологічні можливості порівняльні з характеристиками променю потужного лазера, однак більш високий коефіцієнт корисної дії та простота устаткування зумовлюють можливість широкого застосування ПДО. В зв'язку з цим, вивчення особливостей ПДО в поєднанні зі структурними змінами в приповерхневому шарі представляє великий інтерес. Найважливішою перевагою методів ГТН при отриманні матеріалів з нерівноважною структурою є можливість формування повністю або частково аморфізованих шарів товщиною до декількох міліметрів. Це відкриває перспективи отримання нового класу покриттів для захисту традиційних металевих матеріалів від зовнішнього впливу та формування шарів зі спеціальними властивостями. Дослідження поведінки нерівноважних систем, що утворюються при високому темпі введення енергії в будь-яке фізичне середовище, відноситься до числа найбільш складних і актуальних проблем фізики металів.

Мета й задачі дослідження. Метою роботи є встановлення фізичних закономірностей формування структури та механічних властивостей в процесі імпульсного високоенергетичного впливу на вуглецеві та нержавіючі сталі, які широко використаються в промисловості.

Відповідно з метою роботи були поставлені наступні задачі:

1. Вибрати комплекс фізичних методів дослідження, що найбільш підходять для вивчення структурних складових приповерхневого шару. Вдосконалити ці методи для дослідження тонкої модифікованої області.

2. Вивчити особливості впливу опромінення лазером з надкоротким імпульсом наносекундної тривалості на структурні складові в приповерхневому шарі нержавіючих та вуглецевих сталей в порівнянні з опроміненням мілісекундним лазером.

3. Встановити особливості формування зміцненого шару під впливом концентрованих плазмових потоків на прикладі вуглецевих і легованих сталей, підданих ПДО.

4. Виявити закономірності аморфізації порошкових покриттів, що наносяться засобами ГТН, а також залежність мікротвердості газотермічних покриттів від їх структурного стану.

Наукова новизна роботи. Здійснене в роботі комплексне дослідження приповерхневих областей різноманітних матеріалів дозволило виявити фізичну природу утворення нових нерівноважних структурних станів, що виниклі як результат впливу концентрованих імпульсних енергетичних потоків. Вперше виявлено, що в приповерхневому шарі аустенітних сталей під впливом надкороткоімпульсного наносекундного лазера формується область, в якій водночас спостерігаються два ГЦК - твердих розчину заліза, що відрізняються величиною параметру кристалічної решітки. Такий структурний стан характеризується високою густиною дислокацій, що формують комірчасту дислокаційну структуру. Поява нового нерівноважного твердого розчину зі збільшеним параметром решітки зв'язується з утворенням комплексів “домішка-межвузловий атом”, що сегрегують на дислокаційних субграницях і стабілізують дислокаційну субструктуру. Вперше показано, що параметр кристалічної решітки аустеніту, що утворився після опромінення наносекундним лазером поверхні вуглецевих сталей, більше, ніж після опромінення мілісекундним лазером. Показано, що структура приповерхневого зміцненого шару сталей 40Х, Сталь 45 та У8, підданих ПДО, формується в результаті розплавлення з наступним надшвидким загартуванням з рідкого стану і деформаційним зміцненням. Причиною зміцнення є утворення дрібноігольчатої мартенситно-аустенітної структури з високим ступенем фазового наклепу, а також легування матеріалом електроду. Показано, що нерівноважна структура покриттів, отриманих методами ГТН, сильно відрізняється в залежності від складу і способу отримання. Як правило, покриття товщиною до 0,5 мм аморфізовані частково. Показано, що покриття складів Fe-Mo-Cr-Ni-B-Si та Fe-Ni-B-Si, що характеризуються значним ступенем аморфізації, здатні зберігати твердість на рівні 5 ГПа до температур 600-700⁰С.

Практична цінність отриманих результатів. Більшість об'єктів дослідження, що розглянуті в роботі, випускаються промислово і знаходять найширше розповсюдження на виробництві, тому проведені дослідження є науковою основою для оптимізації режимів обробки поверхні металевих виробів, а також отримання покриттів, що аморфізуються засобами ГТН. В ході проведення спільної науково-дослідної роботи ІПМ ім. І.М. Францевича та ІЄЗ ім. Є.О. Пато-на НАН України були отримані нові результати, зв'язані зі створенням покриттів з аморфізованою структурою і подальшим розвитком технологій ПДО. Ці дані були використані при засвоєнні технології ПДО на Череповецькому сталепрокатному заводі та розробці нових порошків і порошкових дротів серії “АМОТЕК”. Результати, отримані в ході виконання роботи, сприяють більш глибокому розумінню процесів формування структури приповерхневого шару під впливом високоенергетичних потоків і створюють фундаментальні основи для побудови моделей утворення нерівноважних структурних станів в тонких приповерхневих областях.

Особистий вклад дисертанта. Аналіз літературних даних, проведення комплексу експериментів по вимірюванню поверхневого зміцнення матеріалів, що виникає як результат впливу висококонцентрованих потоків енергії, а також дослідження методом рентгеноструктурного аналізу дисертант виконав самостійно. В постановці задачі і поточному обговоренні результатів приймали участь керівник дисертації член-кор. НАН України, професор Ю.В. Мільман та д.ф.-м.н. Д.В. Лоцко.

Апробація роботи. Матеріали дисертації представлені на міждержавних семінарах “Структурно-морфологічні основи модифікації матеріалів засобами нетрадиційних технологій”, Обнінськ (Росія), 1993, 1995, 1997 рр., 8-й Міжнародній конференції “Поверхневі модифікаційні технології”, Ніцца (Франція), 1994 р., та на міжнародній конференції “Новітні процеси і матеріали в порошковій металургії”, Київ, 1997 р.

Публікації. По матеріалам дисертаційної роботи опубліковано 6 статей та 5 тез доповідей, список яких наведено в кінці автореферату

Структура та об'єм дисертації. Дисертаційна робота складається з вступу, 4-х розділів, загальних висновків та списку літератури, що включає 100 найменувань. Дисертація містить 144 сторінки, 50 малюнків, 14 таблиць.

2. Зміст роботи

У вступі показана актуальність теми дисертаційної роботи, сформульована мета роботи та визначені основні задачі дослідження, наведена структура роботи, відзначена наукова новизна та практична значимість отриманих результатів, приводяться положення, винесені на захист.

У першому розділі описані матеріали і методика проведення досліджень, наведені характеристики зразків, що були використані. Вплив лазерного випромінення вивчали на сталях з різними типами кристалічних решіток: ГЦК - Х18Н10Т і 13Х20 та ОЦК - Сталь 45 і У8. Використовували рубіновий лазер, з наступними технічними параметрами: енергія імпульсу Е ~ 1 Дж, середня тривалість імпульсу = 20-30 нс, питома потужність імпульсу w = (3-5) 10⁸ Вт/см² та неодимовий лазер на алюмоітрієвому гранаті YAG Nd³⁺, з наступними технічними параметрами: Е ~ 30 Дж, = 3 мс, w = 210⁵ Вт/см². ПДО здійснювали в плазмотроні коаксіального типу УН-138М. Використання електроду, що витрачається дозволяє здійснювати додаткове легування приповерхневого шару. Вплив ПДО був досліджений на легованій сталі 40Х та вуглецевих сталях У8 та Cталь 45. Для отримання покриттів (табл. 1) у роботі було використано наступне устаткування: УПУ-8 (аргоно-плазмове напилення), Київ-3 (газоповітряне плазмове напилення з надзвуковою швидкістю часток), Київ-7 (повітряно-плазмове напилення) та Ciber-jet (газополуменеве напилення). Підкладкою в усіх випадках була низьковуглецева сталь Ст3.

Таблиця 1. Хімічний склад порошків що були використані для отримання покриттів (мас.%)

Зміцнення приповерхневого шару характеризували мікротвердістю, яку вимірювали на поперечних шліфах на мікротвердомірі ПМТ-3. Мікротвердість при підвищених температурах вимірювали у вакуумі в приладі ВІМ-1. Для вимірів використовували індентори Вікерса та Кнупа. Стуктурні дослідження проводили способами Оже-електронної спектроскопії (Оже-спектрометр JAMP-10S), растрової електронної мікроскопії (мікроскоп Т-20), просвічувальної електронної мікроскопії (мікроскоп JEM-100CX) та рентгеноструктурного аналізу (рентгенівський дифрактометр ДРОН-3М, Fe К - випромінювання).

Другий розділ присвячено вивченню особливостей впливу опромінення надкороткоімпульсного наносекундного лазера на структуру і властивості нержавіючих та вуглецевих сталей в порівнянні з опроміненням лазером з мілісекундною тривалістю імпульсу. Зміну структури приповерхневого шару після впливу променю лазера з імпульсами мілісекундної тривалості звичайно зв'язують з термічним впливом, в результаті чого мають місце процеси загартування та відпуску. Наведені у розділі літературні дані свідчать, що дія надкороткоімпульсного лазеру з тривалістю імпульсу порядку 20 нс зумовлена не тільки термічним впливом, але і ударною хвилею (на фронті якої розвивається тиск біля 1 ГПа при енергії імпульсу порядку 1 Дж), здатної тягти за собою точкові дефекти. Відомо, що високоенергетичний імпульсний вплив з наносекундною довжиною імпульсу може стимулювати в сплавах такі фазові та структурні перетворення, які не мають місця при традиційних обробках. Так, В.С. Хмелевською після опромінення нержавіючої сталі іонами Ar⁺ і Ni⁺, та Дж. Ченгом після опромінення сплаву Ni₃Al протонами, спостерігалось явище утворення в системі двох твердих розчинів з вихідним і підвищеним параметром кристалічної решітки. Теоретичне обгрунтування таких явищ в теперішній час знаходиться в стадії розробки.

Рентгенограми, отримані в ході роботи з поверхні сталей Х18Н10Т та 13Х20, підданих опроміненню надкороткоімпульсного наносекундного лазера характеризуються розщепленням усіх ліній -Fe. Поряд з лініями, кутове положення яких практично співпадає з положенням, характерним для вихідного стану, спостерігається поява інших, дуже широких ліній при меншому куті відбивання, що відповідають параметру кристалічної решітки ГЦК-твердого розчину, збільшеному у порівнянні з параметрам основної решітки. Ефект збільшення параметру складає біля 1,5%.

У випадку сталі 13Х20 лінія (111) -Fe має більш складну форму, що служить свідченням утворення нових двох або трьох твердих розчинів -Fe (помічених як ₁, ₂, (110)(₃)) з параметрами кристалічної решітки, що відрізняються від параметру матричної решітки на величину до 4,6%. Можливо, утворення більшого числа нових твердих розчинів у порівнянні зі сталлю Х18Н10Т зв'язане з більшою кількістю легуючих елементів в сталі 13Х20 (окрім хрому та нікелю, в ній є і марганець). Пік, позначений як (110)(₃) - Fe, вірогідно ідентифікувати як рефлекс від ОЦК або ГЦК твердого розчину заліза не вдається. Після опромінення наносекундним лазером відстань між лініями (111) і (200) -Fe збільшується приблизно на 1,4%, однак обидві лінії зсуваються в сторону менших кутів, що може бути викликане орієнтованими напруженнями, що узгоджується з виміром мікротвердості приповерхневого шару, яка складає біля 3,3 ГПа, при товщині зміцненого шару біля 10 мкм. Густина дислокацій в сталі Х18Н10Т у вихідному стані складає величину 10⁹ см^-2. Після опромінення наносекундним лазером у приповерхневому шарі формується комірчаста дислокаційна структура з розміром комірки 0,3 - 0,5 мкм. Високі напруги, що виникають в опроміненій області, сприяють стягуванню дислокацій.

Дані мікрорентгеноспектрального аналізу (табл. 2) показують відсутність відмінності концентрації основних легуючих елементів: хрому, нікелю і титану в тілі комірки та її границі. Після опромінення вивчених сталей аустенітного класу лазером з імпульсами мілісекундної тривалості ознаки розщеплення рентгенівських ліній не спостерігаються, їх розширення практично таке ж, як і основного твердого розчину після опромінення наносекундним лазером, тобто порівняно незначне. В структурі приповерхневого модифікованого шару дислокаційні комірки не утворюються, спостерігається стадія формування дислокаційних сплетінь на тлі хаотично розподілених дислокацій.

Таблиця 2. Результати спектрального аналізу ділянок тонких фольг сталі Х18Н10Т

Явище утворення двох та більше твердих розчинів після опромінення лазером аустенітних сталей виявлено нами вперше. Оскільки спектральний аналіз дільниць тонких фольг сталі Х18Н10Т, підданих опроміненню наносекундним лазером, показав відсутність відмінності концентрації легуючих елементів в тілі комірки та її границі, припущення про концентраційну неоднорідність як про причину утворення двохрозчинної системи не підтвердилося. Зростання параметру решітки аустеніту могло б бути викликане також концентраційною неоднорідністю вуглецю, вміст якого в вивчених аустенітних сталях не перевищує 0,12%. Підвищення концентрації вуглецю в 10 раз привело б до збільшення параметру решітки на 1%. Такий перерозподіл вуглецю викликав би різницю в співвідношенні інтегральних інтенсивностей дифракційних ліній та ₁ теж в 10 раз, що не спостерігається експериментально. Уявляється, що явище збільшення параметра кристалічної решітки, яке не супроводжується зміною концентрації легуючих елементів, може бути зв'язане лише з підвищенням концентрації міжвузлових атомів. Відомо, що при ударно-хвильовому впливі в матеріалі утворюється велика кількість точкових дефектів (як вакансій, так і міжвузлових атомів). При дуже крутому фронті ударної хвилі, стає можливим захоплення міжвузлових атомів та їх бездифузійний рух по кристалічній решітці. Порогова напруга захоплення атому ударною хвилею значно знижується при наявності в кристалі рухомих дислокацій. Можна припустити, що міжвузлові атоми групуються в стінках комірок, що збудовані дислокаціями. При цьому велика концентрація впроваджених атомів на дислокаціях гальмує їх перебудову в вузькі субграниці (яка пов'язана з процесами поперечного ковзання, полігонізації та анігіляції дислокацій). Такий механізм формування нової нерівноважної ₁-фази підтверджується тим, що відношення об'єму тіла комірки до об'єму, що займають субграниці приблизно дорівнює відношенню інтегральних інтенсивностей рентгенівських дифракційних ліній та ₁ (1).

(1)

Утриманню міжвузлових атомів в нових положеннях після проходження фронту ударної хвилі сприяє утворення комплексів “домішка - міжвузловий атом”, формування яких можливо в твердих концентрованих розчинах.

В вуглецевих сталях У8 та Сталь 45 після опромінення лазерами обох видів на рентгенограмах з'явилися лінії залишкового аустеніту, дещо більш інтенсивні у випадку мілісекундного лазера, однак поява нового ОЦК твердого розчину зі збільшеним параметром кристалічної решітки зафіксована не була. Цікаво відзначити, що в обох сталях параметр кристалічної решітки аустеніту після опромінення наносекундним лазером виявився приблизно на 0,7 - 0,8 % більше, ніж після мілісекундного лазеру, а рентгенівські дифракційні лінії -Fe після опромінення наносекундним лазером не несуть ознак асиметрії, які б свідчили про мартенситне перетворення. У той же час після опромінення мілісекундним лазером, рентгенографічно реєструється значне розширення ліній -Fe з асиметрією, яка свідчить про розвиток мартенситного перетворення. Електронно-мікроскопічні дослідження показали, що вихідна структура сталі марки Сталь 45 являла собою суміш зерен надлишкового фериту і пластинчатого перліту. Після опромінення наносекундним лазером в структурі приповерхневого шару також виявлено присутність карбідних пластин, ширина яких практично не змінилась порівняно з вихідним станом. Після опромінення наносекундним лазером у сталі У8, вихідна структура якої складалась із зернистого перліту, де цементит мав форму близьку до глобулярної, практично не відбувалося розчинення часток цементиту, а у фериті утворилась дрібна коміркова структура з розміром комірок 0,4 мкм. Після опромінення вуглецевих сталей мілісекундним лазером має місце загартування тонкого приповерхневого шару, що супроводжується створенням мартенситу, залишкового аустеніту та ферито-карбідної суміші в доевтектоїдній сталі марки Сталь 45 та мартенситу і залишкового аустеніту в евтектоїдній сталі У8. Відсутність зміни форми рентгенівських дифракційних ліній -Fe та поява ліній нерівноважного залишкового аустеніту на рентгенограмах після опромінення наносекундним лазером можна пояснити, виходячи з припущення, що за дуже короткий час нагріву не встигає відбутися розчинення вуглецю в аустеніті перед мартенситним перетворенням, а збільшення параметру кристалічної решітки аустеніту пов'язано з підвищеною концентрацією у ньому впроваджених атомів, як це спостерігалось у сталях аустенітного класу. Збереженню аустеніту в структурі опроміненої зони сприяють підвищена дефектність кристалічної будови, карбідні пластини у випадку Сталі 45 та утворення дрібної комірчастої структури в У8.

У третьому розділі описано вплив ПДО на властивості та структурні перетворення в приповерхневому шарі конструкційних та інструментальних сталей. Модифікування поверхні металів та сплавів за допомогою імпульсної плазмової обробки відбувається за рахунок термічного впливу плазмових імпульсів, радіаційного випромінення плазми, електромагнітного поля, тиску ударної хвилі, високошвидкісного потоку електронів та іонів, що стимулює насичення приповерхневого шару елементами, що складають плазму. Наведений літературний огляд свідчить, що у теперішній час зміцненню поверхневої області металів та сплавів за допомогою впливу плазмових імпульсів в літературі приділене значно менше уваги, ніж зміцненню променем лазера.

Проведені в роботі дослідження показують, що рівень мікротвердості приповерхневого шару сталі 40Х, підданої ПДО, дорівнює 7-7,5 ГПа. Інтенсифікація ПДО збільшує, головним чином, тільки глибину зміцненого шару. Тільки в зразках, оброблених в найбільш інтенсивних режимах, величина мікротвердості піднімалася до рівня 10 - 11 ГПа при максимальній глибині зміцненого шару 50 мкм. ПДО сталі марки Сталь 45 з використанням титанового електроду спричиняє значно менше зміцнення приповерхневого шару в порівнянні зі сталлю 40Х. В зразках сталі У8 глибина зміцненого шару від матеріалу електроду практично не залежить, але істотно розрізняється величина зміцнення. Оже-спектроскопічне дослідження поверхні зразків, підданих ПДО, показує присутність заліза, вуглецю, кисню та азоту, що є наслідком дії плазмового потоку, що містить іони та атоми цих елементів. В спектрах від капель, які спостерігаються на обробленій поверхні, окрім піків вуглецю, кисню та заліза, присутні помітні піки від елементів матеріалу електроду. Присутність молібдену реєструється і поза областю капель. Дослідження поперечних шліфів підтверджує збагачування вуглецем модифікованого приповерхневого шару. В зразках, оброблених з використанням вольфрамового електроду, крапель на поверхні не виявлено. Певно, в процесі ПДО температура нагріву електроду не досягала температури плавлення вольфраму. Це відповідає різній інтенсивності витрачання матеріалу електроду в процесі обробки: повільніше за всіх спрацьовувався електрод з вольфраму, найшвидше - зі сталі Х18Н9.

Зображення зламу зразка сталі У8, підданого ПДО, що був одержаний в колоні Оже-спектрометра, демонструє надзвичайно сильне роздріблення структурних елементів в модифікованому шарі. Товщина шару з роздробленою структурою складає біля 10 мкм, що дещо менше, ніж глибина зміцненої області.

Рентгенографічне дослідження поверхні оброб-лених зразків свідчить, що з посиленням режиму ПДО має місце зменшення інтегральних інтенсивностей дифракційних ліній -Fe і зростання інтенсивностей ліній -Fe. При порівняльних режимах ПДО значення інтегральної інтенсивності ліній залишкового аустеніту зростають дещо сильніше у використання електродів з молібдену та вольфраму, ніж у випадку електроду зі стали Х18Н9 та титанового електроду. На рентгенограмах присутні слабкі лінії оксидів заліза та цементиту у випадку сталі У8. Дифракційні лінії -Fe від зразків обробленої сталі У8 позначені помітною асиметрією, характерною для решітки мартенситу, їх вигляд значно залежить як від матеріалу електроду плазмотрона, так і від кількості імпульсів. Після обробки трьома імпульсами компоненти дифракційних ліній заліза від феритної складової значно інтенсивніше компонентів від мартенситу, тобто на шляху рентгенівських промінів (товщина 75% ослаблення для лінії (211) -Fe складає 10,2 мкм) є як мартенсит, так і ферит. Таким чином, товщина шару, де відбулося загартування, що спричинило появу в структурі мартенситу та залишкового аустеніту, менше товщини зміцненого шару. Після ПДО поверхні сталі У8 вісьмома імпульсами внесок фериту реєструється тільки після ПДО з застосуванням електроду з сталі Х18Н9. У всіх зразках підданих ПДО мало місце формування кристалографічної текстури з переважною орієнтацією напрямку <100> по нормалі до площини зразка як у феритній, так і в аустенітній структурній складовій що є наслідком переважної орієнтації певних кристалографічних напрямків вздовж градієнту температур та напруг при кристалізації та рекристалізації матеріалу в умовах швидкого охолоджування. таке явище робить оцінку кількості залишкового аустеніту V_a по звичайному співвідношенню (2) некоректною.

V_a =3I₁₁₁/(3 I₁₁₁+ 5I₁₁₀) 100% (2)

Внаслідок однакового характеру текстури більш інформативним є співвідношення інтегральних інтенсивностей ліній (200) і (200). Виходячи з такого співвідношення об'ємну, частку залишкового аустеніту можна оцінити згідно формули:

V_a= 3I₂₀₀ /(3I₂₀₀+5I₂₀₀)) 100% (3)

Оцінка, що була зроблена у випадку ПДО сталі 40Х з застосуванням молібденового електроду, доводить, що вміст залишкового аустеніту в приповерхневому шарі після ПДО досягає 50%, що істотно вище, ніж після традиційного загартування. Оцінка ж вмісту вуглецю в мартенситі приповерхневого шару сталі У8 після ПДО, проведена по розщепленню лінії (211)-Fe у відповідності з методикою, запропонованою Г.В. Курдюмовим, доводить неповне розчинення вуглецю при ПДО 3 імпульсами, а в випадку використання електроду з нержавіючої сталі і при 8 імпульсах. ПДО всіх сталей, що досліджувалися, викликає помітне розширення рентгенівських дифракційних ліній як -, так і - Fe. Розширення пропорційно тангенсу кута відбивання, що свідчить, що основними чинниками розширення є неоднорідні викривлення кристалічної решітки другого роду, а саме: висока густина дефектів кристалічної будови, фазовий наклеп і неоднорідний вміст вуглецю в мартенситі. Виходячи з величини фізичного розширення рентгенівських дифракційних ліній, за методикою, запропонованою М.А. Кривоглазом і К.П. Рябошапкою, в -фазі сталі У8 підданій ПДО вісьмома імпульсами з застосуванням молібденового електроду, була розрахована густина дислокацій. Оцінена густина дислокацій склала 8,110¹¹см^-2. Оскільки фізичне розширення рентгенівських дифракційних ліній залишкового аустеніту в усіх сталях, підданих ПДО, приблизно одного рівня, наведена нижче оцінка густини дислокацій справедлива і в інших розглянутих випадках. Очевидно, це верхня межа щільності дислокацій, тому що не виключений внесок в розширення дифракційних ліній від концентраційної неоднорідності аустеніту.

Таким чином, під впливом ПДО мало місце загартування тонкого приповерхневого шару. В випадку оплавлення і загартування з рідкого стану спостерігалося різке роздрібнювання фазових складовин в приповерхневому шарі, що є помітним чинником зміцнення. Спад зміцнення за межами зони розплавлення можна пояснити поступовим зменшенням частки розчиненого цементиту, внутрішніми напруженнями та утворенням менш однорідного по складу і більш крупнокристалічного мартенситу. Зміцнення твердого розчину легуючими елементами визначається невідповідністю розмірів атомів і зміною модулей пружності при легуванні. Підвищення кількості залишкового аустеніту в міру зростання атомного номера елемента електроду змушує припустити, що збільшувалася температура нагріву при ПДО. Той факт, що зміцнення при ПДО у випадку використання вольфрамового та молібденового електродів однакове, можна зв'язати з меншою кількістю атомів вольфраму, які були поглинуті поверхневим шаром, що підтверджується відмінністю швидкості видатку електродів. В сталі У8 збільшення температури нагріву приповерхневого шару при використанні молібденового та вольфрамового електродів у порівнянні з електродом з хромо-нікелевої сталі Х18Н9 підтверджується і більшим ступенем тетрагональності мартенситу. Збільшення кількості залишкового аустеніту в усіх сталях, підданих ПДО з посиленням режиму обробки, не викликало знеміцнення внаслідок високого ступеня наклепу аустеніту. Оцінка густини дислокацій в наклепаній -фазі підтверджує припущення про високий ступінь дефектності залишкового аустеніту. Мартенсит приповерхневого зміцненого шару також характеризується високим ступенем дефектності. Свідоцтвом цьому служить розширення лінії -Fe, що помітно зростає при використанні молібденового і вольфрамового електродів. І, нарешті, міцність сталі зростає, якщо легуючий елемент збільшує силу зв'язку дислокацій з вуглецем. Відомо, що легування молібденом збільшує енергію зв'язку вуглецю з дислокаціями в фериті від 0,8 эВ до 1,6 еВ, а легування нікелем знижує цю енергію до 0,2 еВ. Інтенсивне зміцнення приповерхневого шару конструкційних та інструментальних сталей після ПДО є наслідком сукупного впливу всіх зазначених вище чинників та їхнього питомого впливу в кожному конкретному випадку.

У четвертому розділі розглянутий структурний стан та загальні закономірності аморфізації покриттів отриманих засобами ГТН, а також залежність їх мікротвердості при підвищених температурах від ступеня аморфізації. Відзначається, що в основі методики ГТН полягає надшвидке загартування з розплаву, коли покриття формуються шляхом твердіння та деформації розплавлених часток. Ступінь розвитку аморфізації залежить від складу, товщини та способу отримання покриттів.

Проведені в роботі рентгеноструктурні дослідження показують, що часткова аморфізація спостерігалася в покриттях, складу Fe-Mo-Cr-Ni-B-Si (ПГ-Ж1) та Fe-Ni-B-Si (ПГ-Н3), що були отримані аргоноплазмовим напиленням та надзвуковим газоповітряним плазмовим напиленням. Поряд з гало, що свідчить про присутність рентгеноаморфної структури, на рентгенограмах спостерігаються лінії - та -Fe, а також лінії Fe₂В. Покриття типу ПГ-Ж5 товщиною 0,3 мм, що має більш простий склад ніж розглянуті вище аморфізувати не вдалося. Способом повітряно-плазмового напилення, як з охолодженням, так і без охолодження не вдалося аморфізувати порошкові покриття, складу Fe-Mn-C-Si, що не містять бору товщина яких варіювалася від 0,3 до 0,6 мм. Напилення ж порошку Fe-Mn-Ni-C-Si-B у цій установці викликало часткову аморфізацію покриття товщиною 0,6 мм. На рентгенограмі в цьому випадку поряд з гало від аморфної складової покриття спостерігаються тільки лінії - та - Fe.

Таблиця 3. Характеристики зразків з покриттями, що досліджувалися

На прикладі покриттів складу Fe₈₃B₁₇ вивчали особливості формування структури при газополум'яному напиленні в залежності від товщини покриття та способу подачі матеріалу. Покриття товщиною 0,07 мм аморфізоване практично повністю. При товщині покриття 0,5 мм на тлі дифузного гало від аморфної складової з'являється розширена лінія -Fe, в покритті ж товщиною 2 мм дифузного максимуму від аморфізованої складової не спостерігається взагалі. Порівняння ступеня аморфізації покриттів Fe₈₃B₁₇, товщиною 0,5 мм, нанесених на підкладки різної товщини, показує, що при товщині підкладки 2,2 мм аморфізація розвивалася дещо слабше, ніж в випадку 7,0 мм (табл. 3). Це пояснюється більш активним тепловідводом у більш масивній підкладці. Максимальної частки аморфної фази в покритті вдалося добитися при подачі порошку з шнура. На внутрішній стороні покриття, що контактує з підкладкою, рентгенівські лінії -Fe більш вузькі, ніж від зовнішньої сторони. Таким чином, в процесі напилення наступних шарів відбувається відпал раніш напилених шарів. Способами рентгенографічного та Оже-спектроскопічного аналізів підтверджено присутність бору на обох контактуючих поверхнях після відділення покриття від підкладки. Електронно-мікроскопічне дослідження покриття ПГ-Ж1, що було нанесене аргоново-плазмовим напиленням показало наявність дуже дрібних виділень розміром 20-60 нм. З різних дільнок фольги зафіксовано два типа мікроелектронограм: розмите гало аморфної фази в сукупності з рефлексами (Fe₂B) та рефлекси від дрібної полікристалічної фази (-Fe та Fe₂B).

Частково аморфізовані покриття складу Fe-Mo-Cr-Ni-B-Si (ПГ-Ж1) та Fe-Ni-B-Si (ПГ-Н3) (частка аморфної фази досягала 20 %), які були отримані способом аргоно-плазмового напилення, зберігають рівень мікротвердості зафіксований при кімнатній температурі при нагріві до 700⁰С. Надзвукове газоповітряне плазмове напилення цих порошків (частка аморфної фази в обох покриттях склала біля 12 %) призвело до істотно меншої твердості покриття - біля 4 ГПа, можливо, через більшу пористість. Середній рівень мікротвердості також зберігався при нагріванні до 750⁰С. В покриттях складу Fе-Mn-C-Si, нанесених способом повітряно-плазмового напилення, де присутність аморфної фази рентгенографічно не виявлена, твердість із зростанням температури значно знижується. Покриття ж складу Fе-Mn-Ni-C-Si-В, нанесене у цій же установці, в якому відбулась часткова аморфізація (зміст аморфної фази біля 15%), зберегло високу вихідну твердість, при нагріві до 500 ⁰С.

В покриттях складу Fe₈₃B₁₇ та Fe-Cr-B, отриманих засобами газополумяного напилення, спостерігається зниження рівня мікротвердості з 7 - 7,5 ГПа при кімнатній температурі до 3 - 3,5 ГПа при 650-700 ⁰С, хоч частка аморфної фази в них перебуває в межах від 22 до 7% (табл. 3). Можливо, це пояснюється декілька більшим розміром зерна (біля 2 мкм), одержаного у процесі кристалізації цих сплавів. Незначна зміна твердості в інтервалі температур від кімнатної до температури кристалізації характерна для багатьох аморфних матеріалів. В процесі відпалу при температурі декілька вище температури кристалізації в сплаві починає формуватися мікрокристалічна структура, що може як знижати так і підвищувати рівень мікротвердості. Результати вимірювань при високих температурах дозволяють припустити, що в покриттях типу ПГ-Ж1 та ПГ-Н3 після нагріву вище температури кристалізації відбувається виділення високодисперсних боридів, що мають високу твердість. Тому і середній рівень мікротвердості цих покриттів практично не змінюється до 700 ⁰С. В покриттях складу Fe₈₃B₁₇ бориди в достатній кількості не виділяються, тому загальна мікротвердість покриття після нагріву вище 275⁰С різко зменшується.

Висновки

1. Вперше виявлено, що в приповерхневих шарах стелей аустенітного класу під впливом опромінення лазером з довжиною імпульсу 20 - 30 нс формується новий нерівноважний ГЦК-твердий розчин заліза, що має збільшений параметр кристалічної решітки, який існує одночасно з основним стабільним ГЦК - твердим розчином з практично не зміненим параметром решітки. При цьому в приповерхневому шарі формується комірчаста дислокаційна структура, в якій не існує перерозподілу легуючих елементів між областями границь та тіла комірки. Висунуто припущення, що нова нерівноважна фаза зі збільшеним параметром кристалічної решітки розташована на границях дислокаційних комірок та про зв'язок появи нерівноважного ГЦК - твердого розчину заліза з утворенням у розглянутих концентрованих твердих розчинах, комплексів “домішка-міжвузловий атом”.

2. Показано, що у приповерхневому шарі вуглецевих сталей під дією імпульсного наносекундного лазерного випромінення не реєструється поява декількох ОЦК - твердих розчинів заліза, що відрізняються параметром кристалічної решітки, однак, параметр решітки нерівноважного аустеніту, що утворюється в цьому випадку, на 0,5 - 0,9% вище, ніж після опромінення лазером мілісекундної тривалості. Утворення аустеніту в приповерхневому шарі вуглецевих сталей, підданих опроміненню наносекундного лазера, не супроводжується зміною форми рентгенівських дифракційних ліній - Fe, що характерне для маpтенситного перетворення. Висунуто припущення про підвищення параметру кристалічної решітки аустеніту завдяки підвищеної концентрації в ньому впроваджених атомів.

3. Показано, що під дією імпульсної плазмової обробки в конструкційних та інструментальних сталях формується зміцнений приповерхневий шар зі зміненою нерівноважною структурою. Зміцнений шар має тонку мартенсито-аустенітну структуру. Присутність залишкового аустеніту не знижує твердості модифікованого шару, зважаючи на високий ступінь його фазового наклепу. Головний вклад у зміцнення приповерхневого шару сталей 40Х, Cталь 45 та У8 після плазмово-детонаційної обробки вносять потужний термічний вплив імпульсів плазми, а також легування приповерхневої зони елементами, що складають плазму. Найбільший приріст твердості в шарі, що модифікувався, має місце при використанні молібденового та вольфрамового електродів. Нерівноважна структура приповерхневого зміцненого шару формується в результаті розплавлення і загартування з рідкого стану, а також деформаційного зміцнення.

4. Встановлено, що покриття з порошків на основі заліза товщиною 0,3 - 0,5 мм, нанесені різними способами газотермічного напилення мають аморфно-кристалічну структуру. Поряд з аморфною складовою відзначено присутність кристалічних фаз на основі - та - заліза, а також ряду боридів. Процес формування покриттів супроводжується активною дифузією бору в сталеву підкладку. Показано, що тільки ті покриття, що мають у своєму складі бор і в структурі яких помічена присутність аморфної складової зберігають високу твердість в межах 5-7 ГПа в процесі нагріву до 650-700⁰С. Досить високий рівень мікротвердості покриттів зберігається значно вище температури кристалізації аморфної складової завдяки виділенню високодисперсних боридів.

Основні результати дисертації опубліковано в роботах

Мильман Ю.В., Лоцко Д.В., Ефимов Н.А., Коржова Н.П., Тюрин Ю.Н. Структурное состояние и упрочнение сталей У8 и 40Х плазменно-детонационной обработкой // Электронная микроскопия и прочность материалов.- Киев: ИПМ НАН Украины 1998.-С.187-197.

Мильман Ю.В., Лоцко Д.В., Ефимов Н.А., Даниленко Н.И., Гринкевич К.Э. Влияние облучения сверхкороткоимпульсным лазером на структуру и триботехнические свойства нержавеющих и углеродистых сталей // Доповіді НАН України. - 1998. - №11. - С.112-116.

Lotsko D.V., Milman Yu.V., Yefimov N.A., Korzhova N.P., Tyurin Yu.N. Physical Nature of Hardening of Steel U8 by Plasma-Detonation Working // УФЖ - 1999.- №6.- С. 764-771.

Подрезов Ю.Н., Мильман Ю.В., Лоцко Д.В., Луговой Н.И., Вербило Д.Г., Ефимов Н.А. Методика определения механических свойств двухслойных композитов стальная матрица-газотермическое покрытие из аморфизу-щихся порошков // Порошковая металлургия, 1999.- №5/6.-С.9-14.

Опубліковані праці які додатково відображають наукові результати дисертації

Ефимов Н.А., Коржова Н.П., Лоцко Д.В., Тюрин Ю.Н. Упрочнение поверхности стали 40Х плазменно-детонационной обработкой // Защитные покрытия на металлах. - Киев: Наук.думка, 1994, вып.28.- С.14-18.

Ефимов H.А., Кикин П.Ю., Лоцко Д.В., Шурыгина З.А. Возникновение концентрационной неоднородности при ударном воздействии // Тезисы докладов II семинара России и стран СНГ “Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий”.- Обнинск-1993 г. - С. 53-54.

Ефимов H.А., Коржова Н.П., Лоцко Д.В., Тюрин Ю.И. Структурное состояние приповерхностного слоя углеродистых сталей, упрочненного плазменно-детонационной обработкой // Тезисы докладов II семинара России и стран СНГ “Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий”. - Обнинск - 1993 г. - С. 55.

Borisov Yu., Tyurin Yu., Lotsko D.V., Yefimov N.A. Surface modification of iron-carbon alloys by method of plasma-detonation treatment // The 8 International conf. оf Surface Modification technologies.-Nice(France). - 1994. - P.23.

Лоцко Д.В., Мильман Ю.В., Ефимов H.А., Даниленко H.И. Структурные изменения в приповерхностном слое аустенитных сталей после облучения короткоимпульсным лазером // Тезисы докладов III Межгосударственного семинара “Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий”.- Обнинск-1995 г.- С. 86.

Гринкевич К.Э., Лоцко Д.В., Ефимов H.А. Исследование влияния лазерной обработки и динамического силового воздействия на физические и триботехнические свойства стали Х18Н10Т // Проблеми трибології.-1996. N2.- С.78-86

Лоцко Д.В., Гpинкевич К.Э., Ефимов H.А., Даниленко H.И. Изменение структуры и триботехнических характеристик поверхностного слоя углеродистых сталей под влиянием излучения сверхкороткоимпульсного лазера // Тезисы докладов IV Межгосударственного семинара “Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий”.- Обнинск-1997 г.- С. 126-127.

Размещено на Allbest.ru