CC BY
57
Влияние наноструктурирования поверхностного слоя высокопрочных сталей 38ХН3МФА и ШХ-15 на их трибомеханические свойства
В.П. Сергеев, А.Р. Сунгатулин, О.В. Сергеев, Г.В. Пушкарева1, В.Е. Панин
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, 634003, Россия
Исследовано изменение нанотвердости и износостойкости поверхностного слоя, усталостных характеристик образцов сталей 38ХН3МФА и ШХ-15 при облучении высокоэнергетическими пучками ионов Hf + B. Наблюдаемые эффекты связываются с наноструктурированием поверхностного слоя при имплантации композиции ионов, которое исследовалось методами просвечивающей электронной микроскопии.
Effect of surface nanostructuring of high-strength 38CrNi3MoV and 100Cr steels on their tribological and mechanical properties
V.P. Sergeev, A.R. Sungatulin, O.V Sergeev, G.V. Pushkareva1, and V.E. Panin
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia 1 Tomsk State University of Architecture and Building, Tomsk, 634003, Russia
Changes in nanohardness and wear resistance of the surface layer and fatigue characteristics of 38CrNi3MoV and 100Cr steel specimens are investigated during high-energy Hf + B ion beam irradiation. The observed effects are related to nanostructuring of the surface layer by implantation of an ion composition, which is studied by transmission electron microscopy.
1. Введение
Результаты исследования поведения поверхностных слоев материалов при нагружении, полученные в последние годы, показывают, что целенаправленное изменение состояния тонких поверхностных слоев позволяет управлять механизмами вязкопластического течения и обеспечивать повышение прочностных характеристик материалов. Одним из эффективных рычагов такого управления является создание в поверхностном слое наноструктуры. Наличие в наноструктурах значительной объемной доли дефектной фазы подавляет зарождение в них дислокаций. Это приводит к созданию поверхностного барьерного слоя, который затрудняет генерацию дислокаций в поверхностном слое и их проникновение в объем материала. В результате замедляются накопление дислокаций в материале и развитие мезо-и макролокализации деформации, которое на завершающей стадии приводит к разрушению материала. Указан-
ный эффект барьерного слоя обеспечивает повышение прочностных характеристик материала с одновременным увеличением его пластичности [1]. В настоящее время основным методом создания наноструктур в поверхностном слое металлов и сплавов является обработка концентрированными потоками энергии — ионным, электронным, плазменным и лазерным облучением, воздействием мощным ультразвуком. В [2] показано, что имплантация ионов приводит к повышению усталостных характеристик стали 30ХГСНА. Максимальное повышение предела выносливости установлено после внедрения ионов №, а максимальная долговечность — после облучения ионами С+. Микротвердость поверхностного слоя стали 100Сг6, измеренная в области малых нагрузок 5 мН, при имплантации ионов С+ возрастает в 1.8 раза [3]. Повышение износостойкости стали 52100 наблюдалось при имплантации ионов С+ [4], а также при имплантации ионов ТІ+ и Ті+ + С+ [5]. При
© Сергеев В.П., Сунгатулин А.Р., Сергеев О.В., Пушкарева Г.В., Панин В.Е., 2005
этом бомбардировка двухэлементным ионным пучком приводила к более высокому эффекту, чем одноэлементным.
Целью настоящей работы является изучение наноструктурирования поверхностного слоя и связанного с ним изменения механических и триботехнических свойств высокопрочных сталей 38ХН3МФА и ШХ-15 при вакуумно-дуговой импульсно-периодической имплантации композиции ионов Н + В.
2. Методика эксперимента и материалы
Ионнолучевая обработка образцов проводилась с помощью вакуумно-дугового импульсного ионного источника типа ДИАНА-2 [6] при ускоряющем напряжении 80 кВ, амплитуде тока ионного пучка до 500 мА, частоте импульсов 50 Гц, длительности импульсов — 250 мкс. Пучки ионов Н + В получали с помощью катодов на основе диборида гафния, изготовленных методом порошковой металлургии. Энергия ионов определяется ускоряющим напряжением и зарядностью ионов в пучке. Температура нагрева образцов в процессе имплантации не превышала 100 °С. Облучение ионными пучками выполняли при двух дозах — 16 и 32 мКл/см2. В качестве исследуемых материалов выбраны высокопрочные стали мартенситного класса 38ХН3МФА и ШХ-15. Изготовленные образцы проходили закалку в масло и отпуск на воздухе соответственно из стали ШХ-15 — от 840 °С и при 160 °С, из стали 38ХН3МФА— от 850 °С и при 500 °С. После термообработки рабочую поверхность образцов шлифовали и полировали до Ra = = 0.08 мкм.
Износные испытания проводили на машине 2070СМТ-1 по схеме «вращающийся диск - неподвижная колодка». В качестве контртела использовали диск из стали ШХ-15 твердостью HRC = 62, у которого рабочая цилиндрическая поверхность шлифовалась до Ra = = 0.08 мкм. Процесс изнашивания проводили на воздухе в условиях сухого скольжения контртела со скоростью 50 об/мин относительно неподвижного образца
(6x6x20 мм), прижатого имплантированной поверхностью к контртелу с нормальной силой 49 H. Износ контролировали по убыли массы образцов путем взвешивания на аналитических весах ВЛР-200 и контролировали путем измерения глубины канавки профилогра-фом К-296. Данные двух методов совпадали в пределах ошибок эксперимента. Износостойкость покрытий определялась как отношение времени изнашивания At к величине убыли массы образца Am.
Для усталостных испытаний изготавливали цилиндрические образцы диаметром рабочей части 5 мм и длиной 60 мм. Рабочую поверхность цилиндрических образцов шлифовали до Ra < 0.08 мкм и облучали ионным пучком. Испытания на усталость проводили в условиях кругового изгиба с частотой вращения (нагружения) 3 000 об/мин при комнатной температуре до разрушения образца. Исследование твердости поверхностного слоя проводили с помощью нанотвердомера Nano-HardnessTester CSM. Применялось индентирование со скоростью 5.0 мН/мин до величины нагрузки на инден-тор Pmax = 2.0 мН. Структурно-фазовое состояние определяли методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) с использованием режима микродифракции на приборе Tesla BS-550.
3. Результаты и их обсуждение
С помощью метода Оливера и Фарра [7] на основании полученных кривых наноиндентирования h(P) (рис. 1) были определены значения нанотвердости H и модуля упругости E поверхностного слоя образцов. В табл. 1 приведены средние значения нанотвердости, модуля упругости и износостойкости. Видно, что облучение ионным пучком Hf + B образцов, изготовленных из стали 38ХН3МФА, приводит к повышению нанотвердости в ~1.2 раза, но не изменяет в пределах ошибки эксперимента величину износостойкости поверхностного слоя. Имплантация композиции ионов Hf + B в поверхностный слой стали ШХ-15 приводит к повышению в ~ 1.2+1.4 раза нанотвердости и существенно-
Рис. 1. Кривые изменения с ростом нагрузки Р глубины h внедрения наноиндентора в поверхностный слой сталей 38ХН3МФА (а) и ШХ-15 (б), облученных пучком ионов (Ш + В) с дозой 32 мКл/см2
Таблица 1
Средние значения нанотвердости Н, модуля упругости Е и износостойкости Д?/Дт исходных и облученных образцов сталей 38ХН3МФА и ШХ-15
Материал образцов Доза облучения, мКл/см2 Н, ГПа Е, ГПа Д/Дт, х102 с/мг
38ХН3МФА - 5.9 ± 0.4 177 ± 19 2.2 ± 0.4
32.0 7.4 ± 0.5 163 ± 20 2.9 ± 0.5
ШХ-15 - 10.1 ± 0.8 199 ± 13 11.2 ± 1.2
16.0 11.9 ± 0.7 192 ± 15 15.4 ± 1.5
32.0 14.1 ± 0.9 203 ± 22 21.2 ± 2.9
му увеличению (в —1.4^1.9 раза) износостойкости. Величина эффектов возрастает с увеличением дозы облучения. Изменение значений модуля упругости для обеих сталей не выходит за пределы экспериментальной погрешности.
Результаты усталостных испытаний образцов, облученных пучком ионов Н + В при дозе D = 32 мКл/см-2 (кривая 2), приведены на рис. 2 в виде зависимости максимального напряжения цикла а а от числа циклов нагружения N. Для сравнения дана кривая 1 усталости образцов стали ШХ-15 в исходном состоянии. Из результатов испытаний видно, что предел выносливости исходной стали на базе 107 циклов нагружения составляет 836 МПа. Имплантация ионов Н + В приводит к повышению предела выносливости на 34% и долговечности в 4^40 раз в исследованном интервале напряжений.
Наблюдения с помощью ПЭМ фольг, приготовленных из ионно-имплантированных и исходных образцов, показали следующие структурные особенности поверхностного слоя. Исходная микроструктура стали ШХ-15 — мартенсит плюс карбиды ^еСг)3С и (С^е)23С6. Дефектная структура кристаллов пакетного и пластинчатого мартенсита представлена плотными дислокационными сетками и двойниками. Скалярная плотность дислокаций (р) равна — (0.8^1.0) • 1011 см 2, избыточная плотность дислокаций одного знака р± ^ -(0.3-0.5)-10п см-2.
1200 1100
го п.
2 1000
го
с
900 800
104 105 106 107 N. цикл
Рис. 2. Кривые усталости образцов стали ШХ-15 в исходном состоянии (1) и после имплантации ионов Н + В (2)
При имплантации ионов ИГ + В с дозой 16 мКл/см2 внутри мартенситных кристаллов выделяются мелкодисперсные частицы Fe2B, НШ2 и НАС (рис. 3, а). Размеры выделившихся фаз малы (—5 нм). С увеличением дозы размер и плотность боридных и карбидных частиц возрастают. Повышается плотность дислокаций, при этом ее зарядовая величина р± достигает весьма высоких значений (0.6^0.8)-1011 см-2. Азимутальная раз-ориентировка кристаллитов в поверхностном слое, измеряемая по расщеплению матричных рефлексов, увеличивается до 15°^20°. На картине микродифракции (рис. 3, б) точечные рефлексы от матричной фазы превращаются в прерывистые или сплошные кольцевые. Таким образом, происходит наноструктурирование поверхностного слоя. Одной из причин фрагментации матричной решетки может быть значительное превышение содержания бора и гафния в а-Ре над равновесной концентрацией, приводящее к сильным упругим искажениям решетки вследствие значительного отличия атомных радиусов гафния (0.159 нм) и бора (0.091 нм) от железа (0.128 нм). Другой причиной может быть повышение избыточной плотности дислокаций одного знака, вызывающих значительную величину изгиба-кручения кристаллической решетки [8].
*
Рис. 3. ПЭМ-изображение (а) и картина микродифракции (б) поверхностного слоя стали ШХ-15, имплантированной композицией ионов Ш+ В при дозе облучения 32 мКл/см2
Исходная микроструктура стали 38ХН3МФА отличается от ШХ-15 значительным снижением объемной доли пластинчатого мартенсита и карбидов (С^е)23С6 и меньшей в —2^3 раза плотностью дислокаций в кристаллах, а также наличием дополнительной мелкодисперсной карбидной фазы VC. При имплантации в сталь 38ХН3МФА ионов НА + В с дозой 32 мКл/см2 наблюдается картина фазовых превращений, в основном подобная стали ШХ-15. В отличие от ШХ-15 частицы Fe2B, НШ2 и НАС выделяются вблизи цементитной фазы, которая частично растворяется, и по границам зерен основной фазы в виде крупных скоплений. При этом размеры частиц Fe2B, НШ2 и НАС существенно выше (—10^15 нм). Повышение плотности дислокаций меньше, чем в ШХ-15. На полученных электронно-микроскопических изображениях не наблюдается фрагментации матричной решетки.
Согласно [9] повышение твердости и износостойкости поверхностного слоя, усталостных характеристик образцов исследованных сталей при облучении ионным пучком связано с действием механизмов дисперсионного (выделение мелкодисперсных боридных и карбидных частиц), твердорастворного, дислокационного и зернограничного упрочнения. При этом большая величина эффекта в ионно-имплантированной стали ШХ-15 по сравнению с 38ХН3МФА, по-видимому, связана со значительным возрастанием плотности дислокаций, выделением более тонкодисперсных частиц Fe2B, НШ2 и НАС, которые распределяются более равномерно в объеме материала, а также фрагментацией матричной решетки, что приводит к более глубокому наноструктурированию поверхностного слоя. При нагружении этой поверхностной наноструктуры в процессе изнашивания или усталостных испытаний рост касательных напряжений приводит к образованию в поверхностном слое вместо нескольких сильных концентраторов напряжений множества мелких, одновременное действие которых снижает вероятность образования магистральной трещины и, таким образом, повышает триботехнические и усталостные характеристики материала. С другой стороны, в стали 38ХН3МФА выделившиеся по границам зерен поверхностного слоя локальные скопления боридных и карбидных частиц могут действовать как крупные концентраторы напряжений, повышающие вероятность зарождения трещин критической длины, развитие которых приводит к хрупкому разрушению поверхностного слоя и отколам от него фрагментов. В результате, несмотря на увеличение твердости износостойкость поверхностного слоя имплантированной ста-
ли 38ХН3МФА практически остается на уровне исходного материала.
4. Выводы
При облучении высокопрочных сталей ШХ-15 и 38ХН3МФА пучком ионов Hf + B происходит наноструктурирование поверхностного слоя — выделяются новые мелкодисперсные упрочняющие фазы Fe2B, HfB2 и HfC, повышается плотность дислокаций. Кроме того, в стали ШХ-15 при достижении дозы облучения 32 мКл/см2 значительно увеличивается азимутальная разориентировка кристаллов и происходит фрагментация зерен основной фазы.
Вакуумно-дуговая импульсно-периодическая имплантация композиции ионов Hf + B приводит к повышению износостойкости, нанотвердости, предела выносливости и долговечности образцов стали ШХ-15 и небольшому увеличению нанотвердости поверхностного слоя стали 38ХН3МФА. Величина эффекта растет с дозой облучения.
Работа выполнена при поддержке Российского фонда фундаментальных исследований, грант № 04-01-08030-офи_а.
Литература
1. Панин В.Е. Поверхностные слои нагруженных твердых тел как мезоскопический структурный уровень деформации // Физ. мезомех. -2001. - Т. 4. - № 3. - С. 5-22.
2. Васильева Е.В., Федоров А.В., Савичева С.М. и др. Влияние ионной
имплантации на свойства изделий из стали 30ХГСНА // Вестник машиностроения. - 1986. - № 1. - С. 13-15.
3. Kluge A., Langguth K., Ochsner R., Kobs K., Ryssel H. Examination of wear, hardness and friction of nitrogen-, boron-, silver-, lead- and tin-implanted steels with different chromium contents // Mater. Sci. Eng. -
1989. - V. A115. - P. 261-265.
4. Kobs K., Dimigen H., Denisstn CJ.M., et al. The influence of C ions implantation on wear behavior of 52100 steel // Appl. Phys. Lett. -
1990. - V. 57. - No. 16. - P. 1622-1624.
5. Sioshansi P., Au J.J. Improvements in sliding wear for bearing-grade steel implanted with titanium and carbon // Mater. Sci. Eng. - 1985. -V. 69. - P. 161-166.
6. Абдрашитов В.Г., Рыжов В.В., Сергеев В.П., Яновский В.П. Иссле-
дование температурного режима мартенситных сталей при высо-кодозной ионной имплантации // ФХОМ. - 1992. - № 4. - С. 2227.
7. Oliver W, Pharr G. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments // J. Mater. Res. - 1992. - V. 7. - No. 6. - P. 1564-1583.
8. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н. Аморфизация металлов методами ионной имплантации и ионного перемешивания // Изв. вузов. Физика. - 1994. - № 8. - С. 3-29.
9. Пащенко О.В., Гирсова Н.В., Гашенко С.А., Шаркеев Ю.П., Криво-
боков В.П. Микротвердость ионно-имплантированных металлов // ФХОМ - 1997. - № 4. - С. 13-18.
