Модификация структуры и свойств диффузионных бор- и алюминийсодержащих слоев на поверхности легированных сталей низкоэнергетическими импульсными электронными пучками тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Улаханов Николай Сергеевич

• Улаханов Николай Сергеевич
• кандидат наук
• 2025

Оглавление диссертации кандидат наук Улаханов Николай Сергеевич

ВВЕДЕНИЕ

1 АНАЛИЗ СПОСОБОВ МОДИФИКАЦИИ ПОВЕРХНОСТИ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ

1.1 Методы диффузионного насыщения сталей бором

1.2 Методы диффузионного насыщения сталей бором и алюминием

1.3 Методы поверхностной модификации, основанные на использовании концентрированных потоков энергии

1.3.1 Плазменные технологии создания борсодержащих слоев и покрытий

1.3.3 Электронно-лучевые технологии в создании борсодержащих слоев и покрытий

1.3.4 Использование электронно-пучковой обработки для модификации и создания защитных покрытий

1.4 Выводы и постановка задачи исследований

2 МАТЕРИАЛЫ, ОБОРУДОВАНИЕ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Выбор материалов для исследований

2.2 Оборудование и материалы химико-термической обработки сталей

2.3 Электронно-пучковая обработка диффузионных слоев

2.4 Структурные исследования модифицированных слоев

2.4.1 Оптическая микроскопия

2.4.2 Подготовка микрошлифов

2.4.3 Растровая электронная микроскопия и рентгеноспектральный микроанализ

2.4.4 Рентгеноструктурный анализ

2.5 Определение остаточных напряжений

2.6 Дюрометрический анализ

2.7 Исследование тонкой структуры покрытий

2.8 Исследование топографии поверхности

2

2.9 Исследование износостойкости

2.10 Выводы по главе

3 СТРУКТУРА И СОСТАВ МОДИФИЦИРОВАННЫХ БОР- И АЛЮМИНИЙСОДЕРЖАЩИХ СЛОЕВ, ПОЛУЧЕННЫХ ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ И ЭЛЕКТРОННО-ПУЧКОВОЙ ОБРАБОТКОЙ

3.1 Обоснование выбора параметров электронно-пучковой обработки

3.2 Исследование структуры, фазового состава и микротвердости диффузионных слоев, полученных ХТО и последующей ЭПО

3.3 Описание механизма упрочнения

3.4 Электронно-пучковое легирование бором и алюминием

3.5 Выводы по главе

4 СВОЙСТВА МОДИФИЦИРОВАННЫХ СЛОЕВ, ПОЛУЧЕННЫХ ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ И ЭЛЕКТРОННО-ПУЧКОВОЙ ОБРАБОТКОЙ

4.1 Исследование остаточных напряжений диффузионных слоев после ХТО и последующей ЭПО

4.2 Исследование топографии поверхности упрочненных слоев

4.3 Исследование износостойкости в условиях сухого трения скольжения

4.4 Упрочнение рабочих поверхностей пресс-форм

4.5 Применение результатов в учебном процессе

4.6 Выводы по главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ПРИЛОЖЕНИЕ А

ПРИЛОЖЕНИЕ Б

ПРИЛОЖЕНИЕ В

ПРИЛОЖЕНИЕ Г

ПРИЛОЖЕНИЕ Д

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Модификация структуры и свойств диффузионных бор- и алюминийсодержащих слоев на поверхности легированных сталей низкоэнергетическими импульсными электронными пучками»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования. Высокое сопротивление бор- и алюминийсодержащих диффузионных слоев (ДС), полученных химико-термической обработкой (ХТО) абразивному, коррозионному и эрозионному износу, явилось причиной их широкого применения в качестве защитных покрытий на деталях высокотехнологичных изделий машиностроения и при производстве ответственной технологической оснастки. Но не смотря на преимущества, диффузионные слои имеют ряд серьезных недостатков, такие как высокая хрупкость, недостаточное качество морфологии поверхности, зачастую требующее последующей механической обработки. Дальнейшее развитие технологии поверхностного упрочнения сталей связано с разработкой комбинированных процессов, включающих параллельную или последовательную модификацию поверхности несколькими методами, чтобы получить сочетание свойств, которое невозможно получить в отдельном применении этих технологий.

Одними из наиболее перспективных для использования в технологиях поверхностной инженерии материалов являются методы обработки концентрированными потоками энергии, основанные на использовании модернизированных источников электронов с плазменным катодом, позволяющие генерировать электронные пучки милли- и микросекундной длительности, мощность которых контролируемо изменяется в течение импульса. Данное решение позволяет реализовать динамическое управление мощностью пучка, с целью удержания необходимой температуры облучаемой поверхности.

В связи с вышеизложенным тематика диссертационной работы, связанная с модификацией диффузионных слоев на основе бора и алюминия, низкоэнергетическими импульсными электронными пучками представляется актуальной.

Степень разработанности темы исследования. В разработку технологий

комплексного борирования внесли вклад ученые-металловеды: Ки1ка М., РеГек А.,

МакиеИ К., Иванов С.Г., Земсков Г.В., Коган Р.Л., Борисенок Г.В., Ворошнин Л.Г.,

Ситкевич М.В., Бельский Е.И., Крукович М.Г., Прусаков Б.А., Гурьев А.М. Одним

4

из наиболее перспективных методов многокомпонентного борирования является процесс диффузионного насыщения бором совместно с алюминием, активно исследуемых научными коллективами Восточно-Сибирского государственного университета технологий и управления, Института физического материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук, Чханвонского национального университета (Республика Ю. Корея) и др. В диссертационных исследованиях Мишигдоржийна У.Л., Полянского И.П. посвященных диффузионному бороалитированию и методам интенсификации процессов ХТО, было выявлено, что бор- и алюминийсодержащие диффузионные слои имеют лучшие свойства по сравнению с однокомпонентными борированными слоями, такие как: повышенная износостойкость, жаростойкость, благоприятное распределение микротвердости. Несмотря на все достоинства подобных слоев, классифицируемых как композиционные функционально-градиентные, они имеют ряд критических недостатков, такие как низкое качество топографии поверхности (высокая шероховатость, волнистость), отсутствуют данные об остаточных напряжениях в диффузионных слоях.

Использование концентрированных источников энергии в целях модификации свойств стальных изделий позволяет гибко регулировать структурно - фазовое состояние материалов в широком диапазоне. Наиболее существенный вклад в развитие данного направления внесли отечественные исследователи: Садовский В.Д., Счастливцев В.М., Григорьянц А.Г., Яресько С.И., Рыкалин H.H., Поболь И.Л., Шулов В.А., Калин Б.А., Яловец А.П., Коротаев А.Д., Углов В.В., Погребняк А.Д., Полетика И.М., Иванов Ю.Ф., Коваль Н.Н., Окс Е.М., Ротштейн В.П., Громов В.Е., Озур Г.Е., Семенов А.П., Смирнягина Н.Н., Батаев А.А., Батаев В.А., Проскуровский Д.И., Романов Д.А., Домбровский Ю. М.

В последние годы метод воздействия низкоэнергетическими электронными

пучками используется с целью модификации поверхности материалов, с

предварительно нанесенными покрытиями с целью «миксинга» системы покрытие-

подложка. Данное направление в рамках инженерии поверхности еще только

формируется, и исследования охватывают все больше различных систем, где в

5

качестве покрытий, подвергнутых электронно-пучковому переплаву, служат ионно-плазменные, электровзрывные покрытия. В качестве подложки используются титановые и алюминиевые сплавы, конструкционные и инструментальные стали. Несмотря на перспективность комбинированного воздействия, сочетающей традиционную химико-термическую и последующую электронно-пучковую обработку (ЭПО), в литературе данный вид обработки отражен недостаточно.

Цель работы заключается в выявлении закономерностей формирования структурно-фазового состояния при модификации диффузионных бор- и алюминийсодержащих слоев низкоэнергетическими импульсными электронными пучками, обеспечивающих комплексное повышение физико-механических свойств поверхности легированных сталей инструментального назначения.

Для реализации цели необходимо выполнить следующие задачи:

1. Выявить рациональные режимы воздействия импульсными электронными пучками на поверхность диффузионных бор- и алюминийсодержащих слоев.

2. Выполнить исследования микроструктуры и фазового состава бор- и алюминийсодержащих диффузионных слоев, формирующихся на поверхности легированных инструментальных сталей в результате химико-термической обработки и электронно-пучкового воздействия.

3. Выявить влияние обработки импульсным электронным пучком на твердость модифицированных слоев и провести анализ физической природы изменения свойств поверхности.

4. Определить влияние электронно-пучковой обработки на свойства диффузионных слоев, такие как вид и уровень остаточных напряжений, шероховатость поверхности, износостойкость.

5. Разработать рекомендации по практическому внедрению результатов.

Научная новизна работы состоит в следующем:

1. Впервые исследована возможность воздействия низкоэнергетических импульсных электронных пучков с целью структурно-фазовой трансформации

диффузионных бор- и алюминийсодержащих слоев.

6

2. Применение модернизированных источников электронов с возможностью контролируемого ввода мощности позволяет использовать электронно-пучковую обработку для обеспечения требуемого структурно-фазового состояния и характера распределения микротвердости бор- и алюминийсодержащих слоев.

3. Электронно-пучковая обработка оказывает существенное влияние на напряженно-деформированное состояние бор- и алюминийсодержащих слоев, формируя сжимающие остаточные напряжения в зоне воздействия.

4. Выявлены качественные и количественные эксплуатационные параметры диффузионных слоев, такие как износостойкость и топография поверхности, значительно улучшающиеся в результате электронно-пучкового воздействия.

Теоретическая и практическая значимость диссертационной работы:

Впервые с использованием модернизированного источника электронов с сеточным плазменным катодом, позволяющего регулировать ток пучка в течение импульса, были синтезированы структуры на поверхности диффузионных бор- и алюминийсодержащих слоев с требуемыми свойствами путем управляемого термического воздействия. Показано, что низкоэнергетические импульсные электронные пучки могут быть использованы для целенаправленной модификации структурно-фазового состояния, микротвердости, коррекции остаточных напряжений и формирования финишной шероховатости поверхности.

Выявленные закономерности могут быть использованы для развития теории модификации поверхности легированных сталей инструментального назначения и в учебном процессе, обучающимися по программам бакалавриата 15.03.05 «Конструкторско-технологическое обеспечение машиностроительных производств», 22.03.02 «Металлургия». Практическая значимость подтверждена актом о промышленных испытаний и справкой об использовании результатов диссертационной работы в учебном процессе.

Методология и методы исследования. Объектом исследований являлись легированные стали 5ХНМ и 3Х2В8Ф, используемые для изготовления штампового инструмента для процессов горячей и холодной штамповки.

Электронно-пучковую обработку диффузионных слоев проводили в экспериментальной установке «СОЛО» на базе источника электронов с плазменным катодом на основе дугового разряда низкого давления, входящей в комплекс уникальных электрофизических установок России «УНИКУУМ» (ИСЭ СО РАН, г. Томск). Дополнительные работы по ЭПО выполнялись на установке «СОЛО» в ИФМ СО РАН (г. Улан-Удэ).

Пробоподготовка, исследования структурно-фазового состояния и свойств материалов проводились с использованием оборудования лаборатории физического материаловедения ИФМ СО РАН, центра коллективного пользования «Прогресс» ВСГУТУ, а также НИЛ исследования технологических остаточных напряжений и деформаций ИРНИТУ (г. Иркутск). Структурные исследования проводились с помощью оптического микроскопа (МЕТАМ РВ-34). Характер распределения химических элементов в анализируемых слоях изучали с применением метода микрорентгеноспектрального анализа (JSM-6510LV JEOL). Дюрометрический анализ исследуемых материалов проводили с помощью микротвердомера ПМТ-3М. Фазовый состав ДС определяли методом анализа рентгенограмм, полученных на рентгеновском дифрактометре D2 PHASER. Характер распределения остаточных напряжений исследовали механическим методом на установке УДИОН-2. Тонкая структура исследовалась методом атомно-силовой микроскопии (АСМ) с помощью сканирующего зондового микроскопа MultiMode 8 и электронного микроскопа JIB-4501 JEOL с приставкой, использующей методику дифракции обратно рассеянных электронов (ДОЭ или EBSD в зарубежной литературе). Топография поверхности опытных образцов была исследована на оптическом профилометре Bruker Contour GT-K1. Испытание на износ проводилось по схеме «кольцо-колодка» при сухом трении скольжения на машине трения СМЦ-2 путем расчета потери массы от времени.

Положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментально полученные режимы электронно-пучковой обработки

диффузионных бороалитированных слоев на сталях 5ХНМ и 3Х2В8Ф

реализованные в последовательности: предварительный прогрев поверхности в

8

пределах 500 - 700 °С в течении 10 импульсов длительностью ~ 200 микросекунд; последующее облучение в течении 12 рабочих импульсов длительностью ~ 1000 микросекунд с повышением температуры от 1000 до 2100 °С при плотности энергии пучка в диапазоне 9-55 Дж/см2. В результате данного подхода воздействие электронных пучков от импульса к импульсу происходит без электрических пробоев, что позволило реализовать управляемое термическое воздействие для модификации.

2. В результате воздействия на поверхность сталей 5ХНМ и 3Х2В8Ф импульсных электронных пучков в диффузионных приповерхностных слоях происходит плавление и последующая кристаллизация на глубину до 220-300 мкм с формированием мелкодисперсной структуры эвтектического типа с выделением дендритов твердого раствора B и Al в a-Fe.

3. Электронно-пучковая обработка диффузионных бороалитированных слоев на сталях 5ХНМ и 3Х2В8Ф обеспечивает формирование благоприятного распределения микротвердости на поверхности диффузионных слоев в диапазоне 1200-1500 HV. Упрочняющий эффект заключается в формировании мелкодисперсной структуры кристаллизации с преобладанием твердой фазы Fe2B в зоне переплава диффузионного слоя.

4. Электронно-пучковая обработка диффузионных слоев обеспечивает: формирование сжимающих остаточных напряжений, распространяющихся на 250 мкм от поверхности с максимальным значением —90 МПа на стали 5ХНМ и ~ -70 МПа на стали 3Х2В8Ф; шероховатость поверхности в пределах Ra 0,15 и 0,11 мкм, Rz 0,65 и 0,59 мкм, Rmax 0,70 и 0,61 мкм на сталях 5ХНМ и 3Х2В8Ф соответственно; повышение износостойкости диффузионных слоев в ~ 1,5-2 раза.

Достоверность и обоснованность результатов обусловлена корректностью

постановки решаемых задач, большим объемом экспериментальных данных,

полученных с использованием современных методов физического

материаловедения. Полученные в работе данные не противоречат результатам

других исследователей, работы которых были посвящены решению проблем

модификации свойств поверхности металлических материалов с использованием

9

методов обработки концентрированными потоками энергии. Достоверность полученных результатов также подтверждается публикацией материалов диссертации в рецензируемых журналах.

Личный вклад автора состоит в постановке задач, выборе экспериментальных и теоретических методов исследований, подготовке образцов, разработке способов упрочняющей обработки и их реализации, выполнении структурных исследований и испытаний свойств слоев, анализе полученных результатов, формулировке выводов, подготовке научных публикаций и выступлений на конференциях.

Апробация результатов. Результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались на: XII международной научно-технической конференции «Авиамашиностроение и транспорт Сибири» (Иркутск, 2019), Научном семинаре лаборатории плазменной и эмиссионной электроники Института сильноточной электроники СО РАН (Томск, 2021), 27-м и 28-м конгрессах Международной федерации по термической обработке и инженерии поверхности ШШЖ (Зальцбург, Австрия, 2022; Йокогама, Япония, 2023), XIII Всероссийской научно-технической конференции с международным участием «Жизненный цикл конструкционных материалов (от получения до утилизации)» (Иркутск, 2023), III Международной конференции, посвященной 60-летию ИФТТ РАН (Черноголовка, 2023), VII Международном Крейнделевском семинаре «Плазменная эмиссионная электроника» (Республика Бурятия, озеро Байкал, село Максимиха, 2023), Научной сессии Объединенного ученого совета по физическим наукам СО РАН (Новосибирск, 2023), V научно-техническом Семинаре по электронно-пучковому оборудованию и технологиям Обь - 2024 (Новосибирск, 2024).

Результаты работы были получены в рамках научных тем государственного

задания № 0270-2021-0001 «Разработка физических основ применения

газоразрядной плазмы и пучков заряженных частиц в новых технологиях создания

функциональных покрытий, плазмохимических и биомедицинских технологиях» и

№ FWSF-2024-0010 «Разработка научных основ модификации поверхностных

10

свойств материалов полифункционального назначения на основе структурно-фазовых превращений, инициируемых газоразрядной плазмой и пучками заряженных частиц».

Исследования поддержаны грантами РНФ № 19-79-10163 и № 19-79-10163-П «Разработка научно-технических основ создания композиционных покрытий типа Fe-Me-B с высокими эксплуатационными свойствами на поверхности легированных сталей» (2019-2022 гг.) и (2023-2024 гг.) соответственно и грантом РФФИ №18-38-00939 мол_а «Исследование структурно-фазовых состояний и свойств композиционных покрытий на основе бора и алюминия, формируемых на поверхности легированных сталей высокотемпературным диффузионным насыщением».

Публикации по теме диссертации. Общее число опубликованных работ по теме диссертационного исследования - 15. Из них 5 статей в рецензируемых журналах из перечня ВАК РФ; 3 статьи в журналах, входящих в реферативную базу данных Scopus; 6 статей в сборниках научных трудов международных и всероссийских научных и научно-практических конференций и семинаров; 1 патент РФ на изобретение.

Соответствие диссертации паспорту специальности. Работа отвечает паспорту научной специальности 1.3.8. Физика конденсированного состояния (отрасль технические науки), в частности, направлениям исследований: п.3 «Экспериментальное исследование воздействия различных видов излучений, высокотемпературной плазмы на природу изменений физических свойств конденсированных веществ»; п.6 «Установление закономерностей влияния технологии получения и обработки материалов на их структуру, механические, химические и физические свойства, а также технологические свойства изделий, предназначенных для использования в различных областях промышленности и медицины».

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, заключения, списка литературы, пяти приложений и

содержит 161 страницу, 74 иллюстрации, 17 таблиц. Список цитируемой литературы включает 200 наименований.

Автор выражает благодарность научному руководителю, заведующему лаборатории физического материаловедения ИФМ СО РАН к.т.н. У.Л. Мишигдоржийну, главному научному сотруднику лаборатории физического материаловедения ИФМ СО РАН д.т.н., профессору А.П. Семенову, старшему научному сотруднику лаборатории плазменной эмиссионной электроники ИСЭ СО РАН д.т.н. М.С. Воробьеву, младшему научному сотруднику лаборатории плазменной эмиссионной электроники ИСЭ СО РАН П.В. Москвину, младшему научному сотруднику НИЛ «Исследования остаточных технологических напряжений» ИРНИТУ А.Г. Тихонову, старшему научному сотруднику к.т.н. А.С. Милонову и инженеру лаборатории физического материаловедения ИФМ СО РАН К.А. Демину.

1 АНАЛИЗ СПОСОБОВ МОДИФИКАЦИИ ПОВЕРХНОСТИ

СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ

Развитие технологии поверхностного модифицирования деталей машин и инструментов связано с разработкой комбинированных процессов, включающих параллельную или последовательную модификацию несколькими методами, чтобы получить сочетание свойств, которое невозможно получить в отдельном применении этих технологий. В частности, для повышения долговечности изделий из сталей применяются комбинации диффузионного, плазменного, электроискрового, лазерного легирования, лазерной закалки, ультразвукового воздействия. Существенный вклад в научное обоснование и в развитие различных технологий модификации поверхности стальных деталей и инструментов с применением концентрированных источников энергии внесли ведущие научные и учебные центры России и Беларуси: МГТУ им. Н.Э. Баумана, МЭИ, МГТУ СТАНКИН, НГТУ, ТПУ, ТУСУР, СибГИУ, АлтГТУ им. И.И. Ползунова, ИРНИТУ, ВСГУТУ, ИМАШ им. А.А. Благонравова РАН, ИЯФ им. Г. И. Будкера СО РАН, ИСЭ СО РАН, ИФМ СО РАН, ИЭФ УрО РАН, ИФПМ СО РАН, ИТПМ им. С. А. Христиановича СО РАН, Физико-технический институт НАН Республики Беларусь и многие другие.

Эффективным методом нивелирования высокой хрупкости покрытий на

основе бора и алюминия может оказаться формирование на их основе покрытий с

композиционной структурой за счет химико-термической обработки и

последующей структурной трансформацией в результате переплава тонких

поверхностных слоев под воздействием электронных пучков. Такой

последовательно-комбинированной обработкой возможно создание структуры

слоя, где твердые фазы будут произвольно располагаться в матрице из более

пластичных фаз. Использование современных источников электронов с сеточными

плазменными катодами с возможностью управления мощностью пучка прямо в

течение импульса, позволит реализовать контролируемый ввод энергии и

синтезировать поверхностные структуры с требуемыми свойствами путем

управляемого термического воздействия. В сочетании с электронно-пучковой

13

модификацией могут использоваться операции термического воздействия для коррекции остаточных напряжений, структуры, микротвердости, фазового и химического состава, шероховатости поверхности.

Для анализа текущего состояния научной проблемы, рассмотрим исследования, посвященные созданию борсодержащих слоев и покрытий методами химико-термической обработки и с использованием концентрированных потоков энергии.

1.1 Методы диффузионного насыщения сталей бором

Исследованиями в области диффузионного насыщения бором с целью повышения эксплуатационных свойств поверхности стальных изделий активно занимаются российские и иностранные ученые [1-5].

Различают три основных способа получения диффузионных боридных слоев методами химико-термической обработки (ХТО) в зависимости от насыщающей среды: твердофазный, жидкостной и газообразный. Метод ХТО влияет на образование активных атомов бора и их скорость осаждения. Наиболее эффективными способами получения диффузионных слоев на основе бора являются электролизный метод, газовый метод и метод с использованием насыщающих паст (обмазок) [6,7].

При борировании в порошковых смесях упрочняемые изделия помещаются в контейнеры с насыщающими компонентами (карбид бора, ферробор, аморфный бор) и инертными добавками ^^^ MgO или огнеупорная глина), используемыми с целью недопущения спекания смесей к обрабатываемой поверхности в процессе ХТО. Контейнеры герметизируются с использованием плавкого затвора (например, с помощью жидкого стекла). Далее происходит процесс выдержки при температурах от 800 до 1100 ^ в течение 2-8 часов в муфельной печи. Процесс ХТО в порошковых средах характеризуется невысокой реакционной способности среды и низкой теплопроводность порошков, что требует длительного прогрева контейнера. Основными недостаткам данного метода ХТО являются: низкая производительность процесса при высокой трудоемкости создания насыщающих

смесей; необходимость длительной обработки при высоких температурах; нестабильность глубины борированного слоя.

Борирование крупногабаритных изделий и упрочнение определённых участков обрабатываемого изделия более эффективно при использовании насыщающих паст (обмазок). Насыщающие пасты могут быть приготовлены с применением смесей карбида бора с активаторами, такими как тетраборат натрия (^2В40у) или фторид натрия (NaF). До пастообразного состояния смеси разводятся с помощью органических связующих - ацетонов или клеев. Пасты наносятся на изделие методом окунания и пропитки, нанесением кистями или распылительными устройствами. Затем, упрочняемые изделия с нанесенной пастой на специальных поддонах помещаются в нагретую печь и производится выдержка в течении 3-4 часов в диапазоне температур 950-1050 °С. Затем обработанные детали очищают от пасты механическим удалением с применением абразивных щеток, ультразвуковой обработки или кипячением в воде [8]. В исследовании [4] экспериментально выявлено на стали АШ 1045 (Сталь 45 - аналог), что при температуре процесса 1000 °С и толщине насыщающей пасты 5 мм образуется борированный слой глубиной до 100 мкм, а также достигается наибольший расчетный показатель коэффициента диффузии бора. При борировании из насыщающих паст или обмазок упрочняемые детали после ХТО должны иметь окончательный размер по чертежу, так как последующая лезвийная или абразивная обработка не допускается из-за небольшой глубины диффузионного слоя, а также из-за высокой твердости поверхности [9-11].

Процесс борирования в газовых средах производится путем помещения

упрочняемых изделий в специальную печь или камеру, где происходит

взаимодействие с борсодержащими газами, такими как бороводород (В2Н6),

треххлоритсый бор (ВС13), трехбромистый бор (ВВг3), триметилбор ([(СН3)3В])

при определенной температуре и давлении [12]. С целью снижения интенсивности

разложения борсодержащих газов, они разбавляются аргоном, очищенным азотом

или аммиаком. При диссоциации борсодержащих газов образуется атомарный бор,

диффундирующий в глубь металла при температуре 800-850 °С в течении 2-6 часов

15

и давлении Р = 25кПа [13]. Данная технология позволяет получить равномерный боридный диффузионный слой толщиной до 200 мкм, обладающий высокими механическими свойствами. Данный процесса ХТО предполагает использование газов (В2Н6, ВС13), являющихся токсичными с повышенной взрывоопасностью, использование которых требует применения специализированного оборудования и соблюдение серьезных мер безопасности. Несущественное отклонение от технологии может привести к образованию ДС неравномерных по толщине, твердости и плотности.

Перспективной промышленной технологией ХТО является метод безэлектролизного жидкостного борирования (БЖБ) в расплавах на основе тетрабората натрия. БЖБ позволяет получать однофазные и двухфазные ДС разной глубины [14,15], совмещая борирование и термическую обработку в одном технологическом цикле [14]. После БЖБ возможна закалка с последующим отпуском или изотермическая закалка с последующим отпуском и нормализацией по схеме, представленной на рисунке 1.1 [14]. При БЖБ борируемое изделие извлекается из ванны расплава и сразу готово для последующей термической обработки (ТО) (рисунок 1.2) [14]. При упрочнении в порошковых смесях или пастах для последующей ТО требуется извлечение изделий из тиглей или очистка от насыщающей смеси, что увеличивает трудоемкость технологического процесса. В работе [16] осуществляли процесс БЖБ сталей 5ХНМ и 3Х2В8Ф на оборудовании и по технологии компании ООО «Термохим» (г. Москва), в результате которого формируются диффузионные слои толщиной до 100 - 130 мкм. На поверхности упрочняемых сталей формируются бориды железа Fe2B и FeB. Помимо этого, на поверхности стали 5ХНМ формируется дополнительно борид хрома СгВ, повышая максимальную микротвердость слоя до 2130 НУ [16]. Максимальная микротвердость стали 3Х2В8Ф достигает 1709 НУ за счет формирования в слое боридов и карбидов [16].

Технологический процесс БЖБ отличается своей простотой и возможностью

осуществления в печах-ваннах без необходимости использования специального

оборудования. Однако из-за повышенной вязкости используемых расплавов

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Улаханов Николай Сергеевич, 2025 год

\ -

1

2

МПР

г 1Ч ' * ич 1 1

V

20

18

16

14

12

10

0

0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 10001100

Т,

а

б

Рисунок 3.4 - а) Осциллограмма обработки образцов при удержании температуры поверхности ~2000 °С ВД - 1, Щ - 2 и и - 3; б) график температуры поверхности - 1 и плотности мощности пучка - 2

Плотность мощности пучка p(t) для удержания температуры поверхности в диапазоне от 1000 до 2100 °С составляла 0,4 - 11,5404 Вт/см2. Согласно осциллограммам, варьируя током дугового разряда Id(t) в пределах 20 - 140 А при ускоряющем напряжении Ug в пределах от 7 до 19 кВ от импульса к импульсу можно эффективно регулировать мощность пучка для управления температурой поверхности образца, которая может достигать более 2000 °С.

3.2 Исследование структуры, фазового состава и микротвердости диффузионных слоев, полученных ХТО и последующей ЭПО

В результате диффузионных процессов на поверхности стали марки 5ХНМ образовался ДС глубиной до 650 мкм (рисунок 3.5 а). В его структуре твердые фазы, такие как бориды железа, распределены в матрице из более пластичных составляющих, включающих твердые растворы Al и C в a-Fe, а также алюминиды. Фазовый состав можно охарактеризовать наличием боридов железа FeB, Fe2B и алюминида железа FeAl (рисунок 3.15). Под слоем наблюдается глубокая переходная зона. Согласно количественному анализу по глубине всего слоя не выявлено присутствие бора из-за его низкого содержания в спектрах 1 -5 (рисунок 3.5 б, таблица 3.3) [183].

Рисунок 3.5 - Структура ДС на стали 5ХНМ после ХТО:

а - оптическое изображение; б - изображение во вторичных электронах

71

Таблица 3.3 - Элементный состав по глубине диффузионного слоя на стали 5ХНМ после ХТО, вес. %

Спектр по линии C Al Si & Mn Fe №

1 5,48 8,54 0,35 0,46 0,51 82,78 1,88

2 20,16 7,27 0,27 0,43 0,49 70,06 1,32

3 6,59 7,80 0,35 0,69 0,59 82,83 1,14

4 5,99 5,54 0,57 0,54 0,70 85,68 0,98

5 7,93 0,14 0,12 1,56 0,67 88,81 0,76

Концентрация алюминия постепенно уменьшается по направлению к основному металлу: от 8,54% до 5,54% в основном слое и до 0,14% в переходной зоне. В таблице 3.4 приведено распределение химических элементов по площади поверхности, показанной на рисунке 3.6.

Таблица 3.4 - Элементный состав стали 5ХНМ после ХТО на участке 1, вес. %

Спектр B C Al Si & Fe М

1 - 3.88 6.44 0.30 0.85 86.96 1.11

2 - 5.93 8.31 0.52 0.32 83.04 1.52

3 8.22 7.43 0.22 0.12 1.62 81.65 0.19

4 5.44 4.20 0.21 0.12 1.58 87.42 0.48

5 - 13.19 4.01 0.43 0.49 80.09 1.34

6 6.18 2.63 0.82 0.13 1.52 87.41 0.53

7 - 8.92 6.88 0.51 0.26 81.76 1.23

Количественный анализ конкретных структурных участков, таких как

границы ячеек и кристаллы, показал максимальное содержание бора 8,22 % в

спектре 3. Известно, что борид железа Fe2B содержит 8,83 % бора. Минимальное

содержание бора составляет 5,44% в спектре 4. Более низкие концентрации (ниже

1%) легких элементов, таких как бор, трудно обнаружить методом ЭДС-анализа из-

72

за низкой энергии электронов и пониженного выхода рентгеновских лучей. ЭДС-анализ в спектрах 1,2,5,7 не выявил бора, но в этих спектрах высокое содержание алюминия (4,01-8,31%) и никеля (1,11-1,52%). Такая концентрация соответствует твердому раствору Ni и Al в a-Fe. Напротив, в спектрах 3,4,6 содержится меньше алюминия и никеля (ниже 1%), а содержание бора и хрома выше, чем в спектрах 1,2,5,7. Легирование Fe2B хромом приводит к образованию борида (Fe,Cr)2B.

ЮОмкт Электронное изображение 1

Рисунок 3.6 - Изображение участка 1 диффузионного слоя на стали 5ХНМ во

вторичных электронах после ХТО

Последующее электронно-пучковое воздействие с плотностью вводимой энергии пучка до 55 Дж/см2 [182] проведенное в соответствии с ранее описанными режимами, вызывает быстрое плавление и рекристаллизацию диффузионного слоя на стали марки 5ХНМ. В результате этого процесса происходит его преобразование на глубину от 220 до 300 мкм от поверхности. Микроструктура модифицированного слоя представлена на рисунке 3.7 а. После ЭПО поверхность

становится более гладкой, без видимых трещин и сколов по сравнению с исходным диффузионным слоем. ЭДС-анализ показывает, что максимальная концентрация алюминия снижается с 8,54 % до 5,81 % на поверхности после ЭПО (рисунок 3.7 б, таблица 3.5).

Рисунок 3.7 - Структура ДС на стали 5ХНМ после ЭПО: а - оптическое изображение; б - изображение во вторичных электронах

Таблица 3.5 - Элементный состав по глубине диффузионного слоя на стали 5ХНМ после ЭПО, вес. %

Спектр по линии С А1 Сг Мп Бе N1

1 4,37 5,81 0,42 0,65 0,07 87,16 1,35

2 3,98 4,76 0,48 0,65 0,02 88,86 1,15

3 4,12 2,31 0,27 1,19 0,69 90,40 0,93

4 6,14 2,89 0,31 1,13 1,72 86,21 0,78

5 5,84 0,89 0,33 0,55 0,54 90,59 1,25

Как и в слое после ХТО, содержание алюминия постепенно снижается по

направлению к основному металлу до 2,89 % в основном слое и до 0,89 % в

переходной зоне. Последняя концентрация превышает содержание алюминия в

74

переходной зоне перед ЭПО. Это происходит из-за диффузии алюминия в основной металл, вызванной электронно-пучковым нагревом с поверхности. ЭДС-анализ РЭМ-изображения более высокого разрешения в спектрах 1-6 в верхней зоне показывает, что максимальная концентрация бора снижается с 8,22 % до 2,14% после ЭПО (рисунок 3.8, таблица 3.6).

Рисунок 3.8 - Изображение участка 1 на стали 5ХНМ диффузионного слоя во вторичных электронах после ЭПО Таблица 3.6 - Элементный состав стали 5ХНМ после ЭПО на участке 1, вес. %

Спектр B C Al Si & Fe №

1 2.14 2.35 2.52 0.28 9.78 81.95 0.98

2 1.55 3.26 2.20 0.23 10.09 81.81 0.86

3 0.81 2.75 2.93 0.18 9.23 83.27 0.83

4 1.12 2.20 5.15 0.24 7.57 82.69 1.03

5 1.57 2.71 2.53 0.35 7.75 83.71 1.38

6 2.70 1.97 2.59 0.13 8.04 84.16 0.91

Содержание алюминия после ЭПО варьируется от 2,20 % до 5,15% в спектрах

1-6. Между спектрами 1 -3 в верхней зоне и спектрами 4-6 в средней зоне существенной разницы в концентрации не видно. Зона переплава после ЭПО характеризуется формированием эвтектической структуры с образованием дендритов твердых растворов B и Al в a-Fe, имеющих оси 1-го порядка и 2-го порядка (рисунок 3.8). Длина вытянутых кристаллов лежит в диапазоне от 10 до 20 мкм. Наличие бора в спектрах 1-6 обнаруживается в пределах от 1,12 до 2,14%, что в работе [75] объясняется формированием фазы Fe2B в составе эвтектики, не смотря на отсутствие различимых кристаллов Fe2B. Согласно рентгенограммам в результате ЭПО на поверхности образца формируются фазы Fe2B и интерметалиды FeAl, CrSÍ2, Fe2AlCr (рисунок 3.15).

После химико-термической обработки микротвердость диффузионного слоя на поверхности образца достигает примерно 670 HV. При дальнейшем анализе наблюдается периодическое изменение значений микротвердости, которые колеблются в диапазоне от 300 до 860 HV, в то время как микротвердость основного металла составляет 350-400 HV (рисунок 3.9). Максимальное значение микротвердости, равное примерно 850 HV, фиксируется на глубине около 430 мкм. Подобное распределение микротвердости по глубине может быть связано с градиентным характером распределения бора, алюминия и легирующих элементов, перешедших из стали-основы в диффузионный слой [167]. Электронно-пучковая обработка диффузионного слоя приводит к значительному увеличению микротвердости на поверхности, достигающей значений до 1200 HV. Максимальная микротвердость, составляющая 1400 HV, наблюдается на глубине около 150 мкм [184]. На глубине более 220 мкм распределение микротвердости соответствует характеристикам диффузионного слоя, полученного после химико-термической обработки.

После ХТО на поверхности стали марки 3Х2В8Ф образовался ДС толщиной

~600 мкм, с неоднородной структурой (рисунок 3.10 а). Пористая внешняя зона ДС

характеризуется наличием двух типов кристаллов: мелких светлых и крупных с

острыми гранями, которые встроены в более мягкую матрицу. Ниже этой зоны

располагается область, в которой наблюдаются серые и светлые кристаллы мелкого

76

или вытянутого типа, равномерно распределенные в матрице, аналогично предыдущей зоне. Рентгеноспектральный анализ показал, что на поверхности присутствует бор (9,77 мас.%) в спектре по линии 1 (рисунок 3.10 б, таблица 3.7).

Расстояние от поверхности, мкм Рисунок 3.9 - Распределение микротвердости по глубине диффузионного

слоя на стали 5ХНМ

Также в данном спектре наблюдается наименьшее содержание ванадия

(4.71 %), в отличие от спектра по линии 2, где наблюдается максимальное

содержание вольфрама (24.47 %), объясняемое наличием фазы борида вольфрама

W2B. Содержание алюминия снижается от поверхности к подложке. Более

подробно проанализировано содержание алюминия в спектрах 1-7 в характерных

зонах диффузионного слоя (рисунок 3.11, таблица 3.8). Концентрация алюминия

после ХТО плавно снижается по направлению к основному металлу с 8,54 до 0,14

%. Например, в спектре 5 (рисунок 3.11, таблица 3.8) выявлены

алюминийсодержащие фазы, такие как Fe3Al (12,12 % Al) и твердый раствор

алюминия в a-Fe (8,54 % Al) в спектре 6, и играют роль мягкой матрицы. В спектрах

77

1-4 наблюдается наличие бора в пределах 2,21-10,40 %. Рентгенофазовым анализом идентифицировано наличие фаз (рисунок 3.16): БеБ, Бе2Б, СгВ2^2В, БезЛ1, БеЛ1, ВМ2. Таким образом, диффузионный слой обладает богатым фазовым разнообразием, объясняемый легированием диффузионного слоя элементами из стали подложки и образованием новых фаз.

а б

Рисунок 3.10 - Структура ДС на стали 3Х2В8Ф после ХТО:

а - оптическое изображение; б - изображение во вторичных электронах

Таблица 3.7 - Элементный состав по глубине диффузионного слоя на стали 3Х2В8Ф после ХТО, вес. %

Спектр по линии Б С Л1 V Сг Бе W

1 9.77 2.50 3,20 0,36 3,24 76,21 4,71

2 - 5.76 8,54 0,89 2,13 58,20 24,47

3 - 9.09 1,37 0,81 3,45 70,92 14,35

4 - 10.69 1,15 0,19 2,02 79,48 6,47

5 - 5.07 0,14 0,47 2,33 83,49 8,49

6 - 5.48 0,17 0,60 2,57 83,22 7,97

ЮОмкт__Электронное изображение 1

Рисунок 3.11 - Изображение участка 1 на стали 3Х2В8Ф диффузионного слоя во

вторичных электронах после ХТО

Таблица 3.8 - Элементный состав стали 3Х2В8Ф после ХТО на участке 1, вес. %

Спектр B C Al V & Fe W

Спектр 1 2.21 3.09 5.84 0.86 1.72 81.82 4.46

Спектр 2 2.50 3.92 4.68 - 2.56 81.01 5.33

Спектр 3 6.92 4.00 0.71 - 2.77 72.79 12.81

Спектр 4 10.40 1.36 6.12 - 7.14 57.73 17.25

Спектр 5 - 8.61 12.12 0.06 0.60 76.93 1.68

Спектр 6 - 2.74 8.54 - 0.60 86.26 1.31

Спектр 7 - 2.85 0.20 1.47 0.61 87.91 1.04

В результате ЭПО диффузионного слоя на стали 3Х2В8Ф формируется модифицированный слой до 220 - 260 мкм, образованный в результате скоростного переплава и кристаллизации (рисунок 3.12 а, б). Максимальное содержание алюминия уменьшается до 4,68 % (таблица 3.9).

а б

Рисунок 3.12 - Структура ДС на стали 3Х2В8Ф после ЭПО: а - оптическое

изображение; б - изображение во вторичных электронах

Таблица 3.9 - Элементный состав по глубине диффузионного слоя на стали 3Х2В8Ф после ЭПО, вес. %

Спектр по линии С Л1 V Сг Бе W

1 5.01 1.40 0.37 0.64 85.54 7.04

2 6.93 4.16 0.74 0.46 81.19 6.52

3 4.55 4.68 0.33 0.38 84.87 5.19

4 7.31 2.14 0.55 0.45 85.87 3.68

5 7.30 0.78 0.50 0.58 84.66 6.18

6 8.68 0.14 0.52 0.88 84.00 5.78

По сравнению с диффузионным слоем, уменьшается также содержание вольфрама и хрома по глубине модифицированного слоя. Зона модификации после

ЭПО также как и на стали 5ХНМ представлена структурой эвтектического типа с формированием дендритов твердых растворов B и Al в a-Fe, имеющих оси 1-го порядка и 2-го порядка (рисунок 3.13), вытянутыми в направлении кристаллизации, длина которых достигает 20 - 30 мкм. Наличие бора в спектрах 1-6 (таблица 3.10) наблюдается в пределах от 3,71 до 6,06 %, что характерно для фазы Fe2B в составе эвтектики [75].

Рисунок 3.13 - Изображение участка 1 на стали 3Х2В8Ф ДС во вторичных

электронах после ЭПО Таблица 3.10 - Элементный состав стали 3Х2В8Ф после ЭПО на участке 1, вес. %

Спектр B C Al V Cr Fe W

Спектр 1 5.60 2.34 3.65 0.66 0.58 79.10 8.07

Спектр 2 5.75 2.10 3.75 1.35 0.59 79.29 7.17

Спектр 3 6.06 2.11 3.12 0.96 0.57 81.04 6.14

Спектр 4 4.84 2.74 3.85 0.90 0.46 81.43 5.78

Спектр 5 3.71 3.02 5.52 2.75 0.65 81.23 3.12

Спектр 6 3.72 2.90 5.45 2.84 0.47 80.53 4.09

В результате ЭПО максимальная микротвердость снижается с 2300 до значения 1500 НУ, что в 1,5 раза ниже по сравнению с ХТО (рисунок 3.14) [184186]. Это связано с наличием более пластичной, но менее твердой по сравнению с боридом FeB, фазы Fe2B. При этом характер распределения микротвердости по глубине модифицированного слоя становится более равномерным и благоприятным, что способствует улучшению эксплуатационных свойств материала. Фазовое состояние после ЭПО [187] отличается от слоя после ХТО наличием только интерметалидов Бе2Л1Сг, БеЛ1 и борида железа Бе2Б (рисунок 3.16).

2000

1800

1600

т

л 1400

и О

§ 1200

си

ей

° 1000 ^ 800

600

400

200

О 100 200 300 400 500 600 700 800 900

Расстояние от поверхности, мкм

Рисунок 3.14 - Распределение микротвердости по глубине

слоя на стали 3Х2В8Ф

я-РеВ □ -СгБь т-РезВ I\-Fe2AlCr ■ АгРеЛ! ^-а-Ре

П-1-1-1-1-1-1-г

20 30 40 50 60 70 80 90

2©, град.

Рисунок 3.15 - Рентгенограмма диффузионного слоя на поверхности стали 5ХНМ: а) на поверхности после ХТО; б) на поверхности после ЭПО; в) на глубине 100 мкм; г) на глубине 150 мкм; д) на глубине 200 мкм; е) на глубине 250 мкм

20, град.

Рисунок 3.16 - Рентгенограмма диффузионного слоя на поверхности стали 3Х2В8Ф: а) на поверхности после ХТО; б) на поверхности после ЭПО; в) на глубине 100 мкм; г) на глубине 150 мкм; д) на глубине 200 мкм; е) на глубине 250 мкм

3.3 Описание механизма упрочнения

Последующая электронно-пучковая обработка по исследованным режимам приводит к быстрому расплавлению и рекристаллизации диффузионного слоя на сталях 5ХНМ и 3Х2В8Ф. Толщина модифицированной зоны достигает значений до 300 мкм от поверхности.

Последовательность рекристаллизации поверхности диффузионного слоя на основе бора и алюминия после воздействия низкоэнергетическим импульсным электронным пучком включает несколько ключевых этапов (рисунок 3.17):

— Нагрев и плавление. Электронный пучок быстро нагревает поверхностный слой диффузионного слоя, вызывая его частичное или полное плавление, что приводит к образованию жидкой фазы на поверхности.

— Перемешивание и гомогенизация. Электронный пучок создает локальные области с высокой температурой, что приводит к значительным градиентам температуры внутри жидкой фазы, за счет чего в ванне расплава образуются конвекционные потоки [188], приводящие к интенсивному перемешиванию компонентов что способствует гомогенизации состава. Это улучшает равномерность распределения бора и алюминия в поверхностном слое.

— Быстрое охлаждение. После прекращения воздействия электронного пучка материал быстро охлаждается, что кристаллизует структуру в состоянии, близком к равновесному, с более равномерным распределением компонентов.

Согласно рентгеноструктурному анализу, основной борсодержащей фазой, формируемой в результате ЭПО является фаза Бе2В, получение которой более предпочтительно [11]. Данная фаза обладает повышенными показателями пластичности, по сравнению с фазой БеВ, что оказывает влияние на долговечность покрытий. Как показано в п.3.2., в результате ЭПО диффузионный слой претерпевает структурно-фазовую трансформацию. В исследованиях [6,85,189] дано объяснение этому явлению: в результате ЭПО, в приповерхностном слое образуются точечные дефекты, сопровождаемые смещением атомов из их

равновесных позиций в кристаллической решетке боридов, вызванные упругим столкновением электронов с атомами облучаемого образца. По мнению авторов работы [190], уменьшение концентрации на поверхности фазы БеБ происходит в результате процесса распыления атомов бора из поверхностных слоев [191,192]. Данный факт подтверждается в настоящем исследовании, так в диффузионных слоях на сталях 5ХНМ и 3Х2В8Ф концентрация бора в интересующих спектрах ниже после ЭПО по сравнению с концентрацией после ХТО.

Рисунок 3.17 - Схематическое изображение рекристаллизации

диффузионного слоя Уменьшение концентрации бора приводит к рекристаллизации фазы FeB в Бе2Б. Распределение фазового состава представлено на рисунках 3.18 а, 3.19 а

86

после ХТО и рисунках 3.18 б и 3.19 б после ЭПО на сталях 5ХНМ и 3Х2В8Ф соответственно. Распределение фаз получено с применением метода дифракции обратно рассеянных электронов. Участки для исследований выбраны таким образом, чтобы наглядно можно было оценить фазовый контраст, полученный в результате ХТО и ЭПО. Область сканирования составляла 50x200 мкм. При проведении ДОЭ-анализа, когда основа исследуемых сталей представлена структурами и фазами: феррит, мартенсит, бейнит в основе которых ОЦК решетка, возникают трудности идентификации. В нашем случае у боридов решетки ОЦК аналогичные структурам и фазам исследуемых сталей.

Рисунок 3.18 - Распределение фазы Fe2B на стали 5ХНМ: а) после ХТО; б) после ЭПО

Согласно проведенным рентгеноструктурным исследованиям и теории пластичности, особый интерес представляет распределение фазы Fe2B в модифицированном слое. Тетрагональная элементарная ячейка фазы Fe2B была изучена по глубине диффузионного слоя. Результаты анализа ДОЭ показали, что формирование фазы Fe2B после ХТО происходит неравномерно по глубине слоя. Однако после электронно-пучковой обработки фаза Fe2B концентрируется в переплавленном слое, причем ее распределение становится более равномерным.

Зона слоя, модифицированная ЭПО

Зона слоя, - сформированная ХТО

Рисунок 3.19 - Распределение фазы Fe2B на стали 3Х2В8Ф: а) после ХТО; б) после ЭПО

На рисунках 3.20 и 3.21 представлены результаты исследований строения модифицированного слоя на сталях 5ХНМ и 3Х2В8Ф соответственно, методом атомно-силовой микроскопии (АСМ) с использованием сканирующего зондового микроскопа. АСМ подтвердила ячеисто-дендритную структуру кристаллизации ДС после ЭПО (рисунок 3.20, а; рисунок 3.21, а) с размерами ячеек в диапазоне 1 -3 мкм. Топографическое изображение поверхности шлифа (рисунки 3.20 б, в и 3.21 б, в) характеризуется наличием крупных частиц округлой формы размером до 2 мкм, выступающих над поверхностью шлифа на высоту более 150 нм, а также включениями, выступающими над поверхностью на высоту до 30 - 100 нм, что объясняется формированием фазы Fe2B в составе эвтектической матрицы, обладающей более высокой износостойкостью. Известно, что формирование субмикрокристаллических и микрокристаллических структур в модифицированном слое способствует достижению высоких механических свойств защитных слоев и покрытий [20]. Наличие такой структуры обеспечивает повышенную микротвердость после ЭПО в бороалитированном слое.

Формирование мелкодисперсной структуры с преобладанием фазы Fe2B может оказывать положительное влияние на сопротивление трещинообразованию.

88

Известно что фаза Бе2В формирует сжимающие остаточные напряжения в поверхностном слое [193] по сравнению с фазой БеВ, формирующая растягивающие остаточные напряжения. Результаты исследований остаточных напряжений в диффузионных слоях представлены в п.4.2 данной работы.

Таким образом, эффект упрочнения ДС в результате ЭПО обусловлен формированием мелкодисперсной структуры кристаллизации в результате высокоскоростного переплава, а также за счет формирования фазы борида железа Бе2В в модифицированном слое.

а

б

У=50 мкм

Х=50 мкм

в

Рисунок 3.20 - АСМ-изображения части ДС на стали 5ХНМ после ЭПО (а), профиль поверхности (б) и 3Э топография участка (в)

89

а

б

200 нм

У=50 мкм

в

Рисунок 3.21 - АСМ-изображения части ДС на стали 3Х2В8Ф после ЭПО (а), профиль поверхности (б) и 3Э топография участка (в)

3.4 Электронно-пучковое легирование бором и алюминием

Для сравнения с диффузионными слоями, полученными комплексной обработкой, включающей ХТО и последующую ЭПО были проведены работы по поверхностному легированию инструментальных сталей 3Х2В8Ф и 5ХНМ. Электронно-пучковое легирование (ЭПЛ) в режиме импульсного плавления поверхностных слоев с использованием источника низкоэнергетических импульсных электронных пучков проводили на установке СОЛО (рисунок 3.22) в

лаборатории физического материаловедения ИФМ СО РАН по режимам, представленным в таблице 3.11. Внешний вид образцов после ЭПЛ представлен на рисунке 3.23.

В режиме ЭПЛ в импульсном режиме на установке СОЛО происходит сверхбыстрое плавление нанесенной обмазки и ее испарение. Наблюдается проплав стальной подложки. Глубина легированного слоя после импульсного ЭПЛ на установке СОЛО на стали 3Х2В8Ф составляет: 600 мкм (состав 80%В4С+20%А1), 320 мкм (состав 100%В4С); на стали 5ХНМ: 760 мкм (состав 80%В4С+20%А1), 650 мкм (состав 100%В4С). Сформированы однородные слои без видимых признаков зональности (слоистости).

На поверхности слоев располагаются дендритные образования. Наблюдается неоднородность микротвердости по глубине покрытия, вероятно связанная с ударно-волновыми процессами под действием интенсивного ускоренного пучка электронов. После импульсных ЭПЛ стали 3Х2В8Ф составом 80%В4С+20%А1 микротвердость на поверхности слоя достигает порядка 780 НУ, а затем уже распределяется в пределах 740-1050 НУ (рисунок 3.25 а). На стали 3Х2В8Ф после ЭПЛ карбидом бора В4С импульсным электронным пучком наблюдается максимальное значение микротвердости 1500 НУ и плавное снижение микротвердости до 700 НУ в стали-основе (рисунок 3.25 в).

Рисунок 3.22 - Вакуумный импульсный электронно-пучковый комплекс СОЛО

(ИФМ СО РАН, г. Улан-Удэ) 91

Рисунок 3.23 - Внешний вид образцов из легированной стали 5ХНМ после электронно-лучевой обработки на установке СОЛО

Таблица 3.11 - Режимы обработки стали импульсным электронным пучком

Сталь 5ХНМ т, г (до пасты) т, г (с пастой) I, А и, кВ N Р, Па

Образец 1 Состав: 80%B4C+20%Al 10,857 10,901 40 15 80 3-3,5-10-1

Образец 2 Состав: 100%^ 11,299 11,396 40 15 80 3-3,210-1

Сталь 3Х2В8Ф т, г (до пасты) т, г (с пастой) I, А и, кВ N Р, Па

Образец 1 Состав: 80%B4C+20%Al 18,618 18,799 40 15 80 3-3,5-10-1

Образец 2 Состав: 100%^ 17,809 17,943 40 15 80 3-3,2*10-1

Интересен слой, образовавшийся после ЭПЛ стали 5ХНМ составом 80%В4С+20%А1, здесь мы наблюдаем рост микротвердости на глубине до 200 мкм, очевидно, это связано с содержанием алюминия на поверхности слоя. На глубине до180 мкм микротвердость достигает 1000 НУ, далее на глубине 200 мкм значения составляют ~750 НУ и на глубине 350 мкм происходит рост значений до 1000 НУ

92

(рисунок 3.25 б). В слое на стали 5ХНМ после ЭПЛ 100%В4С распределение микротвердости лежит в пределах 1400-400 НУ с плавным понижением от поверхности до подложки (рисунок 3.25 г).

Данное распределение микротвердости говорит о неоднородности полученных слоев, видно, что частицы боридов железа находятся в мягкой металлической матрице, что подтверждает диффузионно-кристаллизационный механизм формирования [6]. Наплавленный слой, полученный кристаллизацией из жидкой фазы при электронно-пучковом нагреве, имеет выраженную эвтектическую структуру.

в г

Рисунок 3.24 - Микроструктура образцов из легированных сталей после

электронно-лучевой обработки: а - образец 3Х2В8Ф (80%B4C+20%Al); б -

образец 5ХНМ (80%B4C+20%Al); в - 3Х2В8Ф (100%B4C);

г - образец 5ХНМ (Ш'Ж^) 93

>

X

.0 I-и О

СР

ш

Ой I-

о

СР

1100 -г 1000 900 800 700 + 600

> х

и О

СР

ш

Ой I-

о

СР

1700 1500 1300 1100 -Р 900 -: 700 4 500

_J_I_I_\_I_I_I_\_I_I_I_\_I_I_I_\_I_I_1_

0 100 200 300 400 500 Расстояние от поверхности, мкм

в

>

X

.о I-и О

СР

ш

Ой I-

о

СР

1100 1000 + 900 800 -700 600 500

0 200 400 600 800

Расстояние от поверхности, мкм

а

0 200 400 600 800 Расстояние от поверхности, мкм

б

> X

с о

с! р

е в т

о р

к

1400 1200 1000 800 600 400

0 100 200 300 400 500 600 Расстояние от поверхности,

мкм

г

Рисунок 3.25 - Распределение микротвердости по глубине слоя после импульсных ЭПЛ: а - сталь 3Х2В8Ф(80%В4С+20%А1); б - сталь 5ХНМ (80%В4С+20%А1); в - сталь 3Х2В8Ф (100% В4С); г - сталь 5ХНМ (100%В4С)

Слои, полученные ЭПЛ имеют такие же недостатки, присущие слоям, полученным наплавкой с применением непрерывного электронного луча - низкое качество поверхности (высокая шероховатость), что объясняется импульсным режимом обработки, в результате которой насыщающая обмазка при первых импульсах выбивается электронным пучком. Из-за этого легирование поверхности происходит неравномерно.

3.5 Выводы по главе 3

1. Разработан способ электронно-пучковой обработки (длительность импульса 1000 мкс, количество импульсов - 12, ток разряда 20 - 140 А, ускоряющее напряжение 7 - 19 кВ) диффузионных бороалитированных слоев на поверхности сталей 5ХНМ и 3Х2В8Ф с использованием модернизированного источника электронов «СОЛО», позволяющего удерживать на облучаемой поверхности необходимую температуру в диапазоне 1000 - 2100 °С.

2. Зона переплава диффузионного слоя в результате электронно-пучковой обработки глубиной до 220 - 300 мкм характеризуется формированием мелкодисперсной структуры эвтектического типа с выделением дендритов твердого раствора B и Al в a-Fe с осями первого и второго порядка. В результате ЭПО по исследованным режимам формируются фазы Fe2B, FeAl, CrSi2, Fe2AlCr на поверхности стали 5ХНМ и Fe2B, Fe3Al, Fe2AlCr на поверхности стали 3Х2В8Ф.

3. После ЭПО микротвердость стали 5ХНМ увеличивается с 800 HV до 1400 HV, в то время как для стали 3Х2В8Ф наблюдается снижение с 1900 HV до 1500 HV. При этом флуктуации значений микротвердости по толщине слоя на стали 3Х2В8Ф значительно уменьшаются, что свидетельствует о повышении однородности свойств материала.

4. Глубина легированного слоя после двухкомпонентного B4C+Al ЭПЛ выше, чем после однокомпонентного B4C ЭПЛ. Толщина слоя на стали 3Х2В8Ф составляет 600 и 320 мкм, а на стали 5ХНМ 760 и 650 мкм после двух и однокомпонентного ЭПЛ, соответственно. Микротвердость после легирования карбидом бора выше в 1,5 раза по сравнению с B4C+Al легированием для обеих сталей.

4 СВОЙСТВА МОДИФИЦИРОВАННЫХ СЛОЕВ, ПОЛУЧЕННЫХ ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ И ЭЛЕКТРОННО-ПУЧКОВОЙ ОБРАБОТКОЙ 4.1 Исследование остаточных напряжений диффузионных слоев после ХТО и последующей ЭПО

Продолжительность эксплуатации изделий во многом определяется распределением остаточных напряжений (ОН) в рабочих поверхностных слоях. Контроль и управление ОН являются ключевыми задачами при производстве критически важных изделий в машино- и приборостроении [194]. Таким образом, при разработке упрочняющих слоев и покрытий для стальных деталей необходимо сосредоточиться на поиске таких технологических методов обработки, при которых формируются ОН, улучшающие эксплуатационные характеристики изделий.

В данном разделе показаны результаты измерения ОН механическим методом и их решение по методике, описанной в разделе 2. Представлены экспериментальные данные, отражающие распределение ОН в диффузионных слоях на поверхности инструментальных легированных сталей марок 3Х2В8Ф и 5ХНМ после проведения ХТО [193] и последующей ЭПО.

Расчет ОН проводится в ПО XUdion по формулам 1, 2 в режиме реального времени, затем строятся эпюры ОН. Необходимые параметры для расчета приведены в протоколах измерений ОН (Приложение А).

В образцах, подвергнутых термической обработке отжигу (рисунок 4.1 а, б), были зафиксированы остаточные напряжения сжатия. Для стали марки 5ХНМ (рисунок 4.1 а) значения напряжений варьировались в диапазоне от -325 до -570 МПа, с резким увеличением и последующим выходом на околонулевые показатели на глубине 0,05-0,075 мм. В случае стали 3Х2В8Ф (рисунок 4.1 б) напряжения находились в пределах от -150 до -235 МПа. При этом эпюры ОН после отжига являются самоуравновешенными [193].

После ХТО стали 5ХНМ при температуре 950 °С (рисунок 4.2) образуется ДС,

в котором сформированы растягивающие ОН. На поверхности материала эти

напряжения составляют около 210 МПа. На глубине 0,08 мм они достигают

96

максимальных значений в диапазоне 620-687 МПа, после чего постепенно уменьшаются, приближаясь к нулевым значениям на глубине 0,9 мм. Глубина распространения остаточных напряжений оценивается в пределах 0,5 мм [193]. 200 т 100 0 -100

-200 - ох, МПа

-300 - МПа

а П

Расстояние от поверхности, мм

а

Расстояние от поверхности, мм

0 [, I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I

-25 0 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4 -50 -Ё

-125 -Е -150 -175 -: -200

-225

-250

б

0,55 0,6

ох, МПа о1, МПа

Рисунок 4.1 - Эпюры ОН в пластинах после отжига:

а) на стали 5ХНМ после отжига при 790 °С;

б) на стали 3Х2В8Ф после отжига при 880 °С

97

0 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4 0,45 0,5 0,55 0,6 Расстояние от поверхности, мм

Рисунок 4.2 - Эпюры ОН в пластине из стали 5ХНМ после ХТО

Компонента ^ не имеет первого пикового значения, по сравнению с а^ хотя незначительные области повышения значений при наблюдаемом тренде на спад они имеют практически на одинаковых глубинах [193].

После ХТО стали 3Х2В8Ф [193] при температуре 1050 °С (рисунок 4.3) в ДС компоненты ОН на поверхности являются сжимающими со значениями -125 до -210 МПа. Однако на глубине 0,03 мм они резко меняют знак, переходя в растягивающие, и достигают максимального значения около 565 МПа. Далее наблюдается плавное снижение напряжений до нулевых значений на глубине 0,4 мм с последующим переходом в область сжимающих напряжений, которые составляют от -100 до -130 МПа. Глубина распространения остаточных напряжений превышает 0,5 мм [193].

В данном случае любое направление в плоскости обработки можно рассматривать как главное, что означает равенство компонент остаточных напряжений (ОН) аx и аz во всех направлениях. Это связано с тем, что диффузионные процессы равномерно протекают по всему объёму диффузионного

слоя, формируя плоское напряжённо-деформированное состояние однородного вида.

Известно, что растягивающие остаточные напряжения способствуют образованию трещин, усиливают межкристаллитную коррозию и повышают риск усталостного разрушения, особенно для деталей, работающих в условиях ударных или знакопеременных нагрузок. В связи с этим необходимо разработать и внедрить комплекс технологических мер, направленных на снижение растягивающих напряжений после химико-термической обработки или на формирование сжимающих остаточных напряжений, которые повышают долговечность и надежность изделий. 650

— ох, МПа

550 450 350 +

а250 П

о1, МПа

150

50

-50 0 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4 0,45 0,5 0,55 0,6 -150

-

-250

Расстояние от поверхности, мм

Рисунок 4.3 - Эпюры ОН в пластине из стали 3Х2В8Ф после ХТО

ЭПО приводит к переплаву диффузионного слоя и структурной

трансформации на глубину около 220 - 300 мкм, что приводит к формированию на

поверхности сжимающих напряжений. Так на стали 5ХНМ максимальное значение

сжимающих напряжений составляет около -90 МПа (рисунок 4.4), а на стали

3Х2В8Ф около -70 МПа (рисунок 4.5). Сжимающие напряжения формируются в

части слоя, где произошел переплав и рекристаллизация в результате ЭПО и

99

сформировалась преимущественно фаза Fe2B. На глубине слоя более 250 мкм, сформированного ХТО, формируются растягивающие ОН, однако эпюры распределения остаточных напряжений принимают вид

взаимоуравновешивающих.

100

80

60

40

а 20

с

0

N X -20

О

-40

-60

-80

-100

Расстояние от поверхности, мм

Рисунок 4.4 - Эпюры ОН в пластине из стали 5ХНМ после ЭПО

50 40

30 -20 10 0

а

с

х О

I I I I I I I I 1111111 -10 0 0,05 0,1 0,15 0,2 ,25 0,3 0,35 0,4 0,45 0,5 -20

Расстояние от поверхности, мм

Рисунок 4.5 - Эпюры ОН в пластине из стали 3Х2В8Ф после ЭПО

Формирование сжимающих ОН в слое после ЭПО может быть объяснено формированием в слое фазы Fe2B, в отличие от слоя после ХТО, где имеется фаза FeB, формирующая растягивающие напряжения.

4.2 Исследование топографии поверхности упрочненных слоев

В ходе процесса бороалитирования диффузионные явления вызывают изменение микрорельефа поверхности, что играет важную роль при выборе данной технологии для упрочнения изделий из штамповых сталей. Были получены экспериментальные данные шероховатости поверхностей с измеренными параметрами Ra, Я^, Rmax (рисунки 4.6 - 4.9, таблица 4.1). Шероховатость образцов из сталей 5ХНМ и 3Х2В8Ф в исходном состоянии до упрочняющей обработки примерно одинаковая. Так, после ХТО [167] на стали 5ХНМ значение параметра Ra составляет 5,54 мкм, максимальное значение выступов Ятах составляет около 43 мкм, значение Rz составляет 25,69 мкм. ХТО при 1050°С для образца из стали 3Х2В8Ф [195] ведет также к значительно росту высот микронеровностей (Ка 4,38 мкм, Кг 54,69 мкм, Ктах 243,31 мкм) по сравнению с исходной. Таким образом, процесс ХТО не может быть рекомендован как окончательная операция в технологическом процессе изготовления изделий из штамповых сталей, и требует дальнейшей обработки с целью снижения шероховатости поверхности.

а б

Рисунок 4.6 - Исходная топография поверхности стали

5ХНМ (а) и 3Х2В8Ф (б) 101

ЭПО по описанным выше режимам приводит к скоростному воздействию на поверхность энергии высокой плотности, вызывая высокоскоростное плавление и рекристаллизацию диффузионного слоя глубиной до 220-300 мкм с изменением топографии поверхности (рисунок 4.8).

а б

Рисунок 4.7 - Топография поверхности стали 5ХНМ (а) и 3Х2В8Ф (б) после ХТО

Электронный пучок

Электронный пучок

Пики

' \ / .Впадины \

Диффузионный слой

Сталь-основа

Электронный пучок ё

с^ниил ая 11в±:аЮ'Г ь

Зона переплавь /рекристаллизации

Диффузионный слой

Рисунок 4.8 - Схема импульсной электронно-пучковой обработки

Электронно-пучковая обработка диффузионных слоев сопровождается локальным плавлением поверхностного слоя материала. Под воздействием сил поверхностного натяжения расплавленный материал перемещается, что способствует заполнению пор, микротрещин и других дефектов поверхности. Кроме того, движение расплава приводит к выравниванию микрорельефа, что снижает шероховатость и улучшает качество поверхности. На стали марки 5ХНМ шероховатость уменьшается до значения Ra 0,15 мкм, при этом максимальное значение Ктах не превышает 0,7 мкм (рисунок 4.9 а, таблица 4.1), а параметр Кг

снижается до 0,65 мкм. На стали марки 3Х2В8Ф (рисунок 4.9 б, таблица 4.1) после ЭПО шероховатость поверхности также уменьшается до Ка 0,11 мкм, Ктах не превышает 0,61 мкм, а Кг снижается до 0,59 мкм. Сравнение шероховатости после ЭПО с показателями после ХТО показывает значительное улучшение — шероховатость снижается вплоть до семи раз [183].

а б

Рисунок 4.9 - Топография поверхности стали 5ХНМ (а) и 3Х2В8Ф (б) после ЭПО

Таблица 4.1 - Параметры шероховатости поверхностей опытных образцов

Вид обработки 5ХНМ 3Х2В8Ф

Яа Rz Ятах Яа Ятах

мкм

Без обработки, отжиг 0,26 2,46 14,83 0,34 2,27 12,47

После ХТО 5,54 25,69 42,73 4,38 54,69 243,31

После ЭПО 0,15 0,65 0,70 0,11 0,59 0,61

ЭПО диффузионных слоев сопровождается плавлением и испарением выступающих участков микрорельефа, а также перемещением расплава под действием сил поверхностного натяжения. Это способствует заполнению пор и других дефектов, что в итоге улучшает топографию поверхности. ЭПО представляет собой перспективную технологию для финишной обработки изделий инструментального назначения, таких как штампы, пресс-формы, литейные формы и другие, изготовленных из легированных сплавов. К преимуществам данного

метода относятся высокая скорость процесса, возможность гибкой настройки параметров обработки, а также обеспечение требуемых функциональных характеристик поверхностного слоя.

4.3 Исследование износостойкости в условиях сухого трения скольжения

В качестве критерия стойкости исследуемых материалов использовали потерю массы материла. На рисунках 4.10 и 4.11 представлены графики потери массы от длительности испытаний на износостойкость образцов из стали 5ХНМ и 3Х2В8Ф соответственно в исходном состоянии, после ХТО и после последующей ЭПО. Необработанный образец стали 5ХНМ показал интенсивную динамику износа сразу после начала испытаний и после 5-7 мин был выявлен существенный износ (потеря массы) исходного образца. Для образцов с диффузионным слоем существенный износ был зафиксирован при 40 и 75 мин после ХТО и последующей ЭПО, соответственно. ЭПЛ составом 80%В4С+20%А1 повышает износостойкость образца и катастрофический износ зафиксирован на 55 минуте, по сравнению с образцом после легирования 100%В4С, на котором катастрофический износ наблюдается на 10 минуте испытаний.

На стали 3Х2В8Ф в результате упрочняющей ХТО и ЭПО катастрофический износ наступает на 110 мин после ХТО и на 180 мин после ЭПО соответственно. Согласно кривым кинетики износа, ЭПО приводит к снижению интенсивности изнашивания и увеличивает время процесса установившегося изнашивания. Это обусловлено тем, что в результате ЭПО формируется благоприятная топография поверхности с низкими параметрами шероховатости, отсутствуют значительные перепады профиля что приводит к увеличению несущей поверхности трибосопряжения. Формирование в результате ЭПО на поверхности диффузионных слоев сжимающих напряжений, также оказывает влияние на характер разращения, ввиду того что сжимающие напряжения препятствуют росту усталостных трещин, которые могут возникать в результате разрушения материала. Для сравнения на графике представлены испытания на износостойкость образцов после ЭПЛ. ЭПЛ составом 80% В4С+20% А1 и 100% В4С повышает устойчивость

к износу по сравнению с необработанным образцом, но уступает устойчивости диффузионным слоям. Катастрофический износ зафиксирован на 65 и 20 минуте испытаний соответственно.

Таким образом, наиболее работоспособными в условиях трения-скольжения без смазки и ударных нагрузок являются слои, подвергнутые ХТО с последующей электронно-пучковой модификацией.

^^ХТО+ЭПО ^ХТО —л— Исходный

ЭПЛ (100% В4С) ЭПЛ (80%В4С+20%Д1_)

0,15 0,1 + 0,05 0