CC BY
24
УДК 537.534.9
ЭВОЛЮЦИЯ ТОНКОЙ СТРУКТУРЫ КАРБИДА ВОЛЬФРАМА В ТВЕРДЫХ СПЛАВАХ СИСТЕМЫ \АГС-Со ПРИ ВОЗДЕЙСТВИИ МОЩНЫМ
ИОННЫМ ПУЧКОМ
Г.И. Геринг, Н.П. Калистратова, К.Н. Полещенко, З.Н. Овчар
Омский государственный университет
Is was determined, that the powerful ion beam pulsing surface treatment of tool alloys of a system WC-Co renders essential influence to a defective structure of a WC-phase. and linear dependence of main parameters of a substructure on density ion of a current is observed, the dependence on number of pulses of effect has extreme character. Gears of formation of a defective structure at a qualitative level are offered.
В последние годы проблема повышения физико-механи-ческих и эксплуатационных характеристик различных материалов, используемых в машиностроении, получила свое развитие в новых современных подходах, связанных с энергетическим модифицированием поверхности изделий [1].
Особую значимость новые технологии обработки приоб-ретают для изделий из твердосплавных материалов, эксплуатация которых в условиях высокотемпературного механического нагружения вызывает резкое снижение физико-механических свойств. К настоящему времени имеется ряд работ, демонстрирующих возможности улучшения характеристик твердых сплавов системы WC-Co методами импульсного лазерного воздействия [2]. ионной имплантацией [3,4] и обработкой мощным ионным пучком (МИП) [5].
Эффективность рассматриваемого в представленной работе метода модифицирования структуры и свойств материалов МИП связана с существенным влиянием данного вида воздействия на все уровни структурообразования: от макростроения поверхности до субструктуры отдельных фазовых составляющих твердого сплава, а также возможностью модификации приповерхностных слоев до глубины 100-150 мкм.
В этой связи цель настоящей работы -исследование эволюции тонкой структуры карбида вольфрама при воздействии МИП, являющегося основной фазой сплава и отвечающего за изменение прочностных характеристик материала.
МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
В качестве объекта изучения использовались образцы промышленного сплава ВК8 (WC-8 %Со), предварительно подвергнутые виброабразивному полированию и диффузионному отжигу в вакууме в течение 2 часов при 900°С для снятия остаточных напряжений. Облучение поверхности производилось на технологическом ускорителе "Темп" [6] со следующими параметрами ионного пучка: энергия ионов Е = 300 кэВ, длительность импульса Т =50 не, плотность тока ¡=50-150 А/сь? число последовательных импульсов воздействия п=1.3.5. Пучок в основном состоял из ионов углерода (70 %) и протонов (30 %).Структурно-фазовое состояние
поверхностных слоев сплава исследо-валось методами рентгеноструктурного анализа. Съемка дифрактограмм производилась на установке "ДРОН-3" при использовании фокусировки по Бреггу-Брентано на фильтрованном Си-излучении, При выборе параметров тонкой структуры УУС-фазы применялись методики, основанные на анализе уширения дифракционных пиков. Размеры областей когерентного рассеяния (ОКР) и микроискажения
кристаллической решетки ( е) определялись из результатов гармонического анализа формы рентгеновских линий (ГАФРЛ) по методике, предложенной в работе [7]. Оценка тенденций изменения концентраций деформационных и двойниковых дефектов упаковки (д.у.) после облучения поверхности МИП с различными параметрами производилась исходя из зависимости степени влияния д.у. различной природы на физическое уширение линий с отличающимися индексами (НК1). При этом использовались следующие формулы [8]:
если Н-К=ЗЫ-\- 1.1- четное:
В2в =
если H-K=3N+ 1
36Vi(За + Э/>)
. 2
К
L - нечетное:
B2ti =
360
к
tge\l\-\ (Ъа + ß)
где В о 28
ширина линии на половине максимума интенсивности с вычетом инструментального уширения: с-параметр решетки: с/ - межплоскостное расстояние; 0 - угол
дифракции, (х и р - концентрации деформационных и
двойниковых д.у.соответственно.
Верхняя и нижняя границы вероятной плотности дислокаций оценивались по отношению к состоянию исходного необлученного образца. С учетом сведений, приведенных в [9] :
Po Ръ
Bl D
\
2
Рнст Ряст,
e-Da
■ D
(ЯРШШ®
где - - относительная плотность дислокаций.
А„
расположенных внутри субзерен:
Ро
Рол
относительная
плотность дислокаций, образующих межкристаллитные границы: й - размер ОКР : £ - микродеформации
кристаллической решетки, Величины £аОО. рч , . Ряст,, относятся к исходному необлученному образцу.
D, А
6, х 10L
700 -
500
2 4 п
Рис.1. Зависимость элементов тонкой структуры карбида
вольфрама (£>и £ ) от числа импульсов воздействия ппри различных плотностях ионного тока: 1- 50А/см2. 2- 100 А/см2, 3- 150 А/см2. Сплошные линии соответствуют ОКР. пунктирные - микродеформациям решетки
0.979
0.978
0.977
0.976
с/а
Рис.2. Изменение степени гексагональности решетки карбида вольфрама в зависимости от числа импульсов воздействия п при различных плотностях ионного тока: 150 А/см2. 2- 100 А/см2. 3- 150 А/см2
Расчет параметров решетки карбида вольфрама
производился по стандартным формулам для веществ гексагональной сингонии по положению двух рентгеновских линий на больших углах отражения [10]. Угол дифракции определялся по положению центра тяжести пика с учетом поправки на инструментальный фактор,
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Для определения уширения рентгеновских линий использовались пики, соответствующие примерно равной толщине эффективного отражающего слоя, чтобы свести к минимуму ошибку, связанную с наличием распределения концентрации дефектов по глубине от облучаемой поверхности. Эволюция основных элементов тонкой
структуры (Он £) карбида вольфрама в зависимости от числа импульсов воздействия и плотности ионного тока представлена на рис.1. Значения вероятных нижних и верхних границ плотности дислокаций по отношению к состоянию исходного необлученного образца, а также
концентрации деформационных д.у. а приведены в таблице, а изменение степени гексагональности структуры с/а. рассчитанное из параметров решеток, показано на рис.2.
Установлено, что с ростом плотности ионного тока в импульсе наблюдается уменьшение областей когерентного рассеяния (D). как следствие - возрастание искажений кристаллической решетки, формирование развитой дислокационной структуры, увеличение концентрации деформационных дефектов упаковки. Зависимость параметров субструктуры карбида вольфрама от числа импульсов воздействия носит немонотонный характер. При увеличении числа импульсов до п=3 происходит дальнейшее насыщение поверхностной области дефектами строения. Максимальные изменения структуры достигаются при облучении твердого сплава пучком с плотностью тока / = 150 А/см2 и числом последовательных импульсов п=3.
Таблица
Расчетные значения относительной плотности дислокаций и концентрации деформационных д.у. а карбида вольфрама при различных режимах облучения
12 Д/cw п А А 8х:т £
Ъ far,
исходный 1 1 1 0.0053
1 1.25 1.40 1.32 0.0041
50 3 1.51 4.28 2.54 0.0058
5 1.06 0.21 0.47 0.0074
1 1.73 2.12 1.92 0.0107
100 3 2.95 Б.25 4.29 0.0098
5 1.83 0.75 0.75 0.0098
1 4.53 6.3В 5.37 0.0153
150 3 4.46 11.78 7.25 0.0177
3 2.51 4.18 3.24 0.0147
ри этом размер ОКР уменьшается в 2,2 раза, микроискажения решетки возрастают в 3,4 раза, плотность дислокаций - в 7,3 раза, концентрация деформационных дефектов упаковки - в 3.4 раза. Дополнительное воздействие (до /7=5) стимулирует релаксацию всех параметров субструктуры до уровня соответствующих значений исходного материала,
Результаты исследования дефектной структуры сплавов, полученные на основе анализа формы дифракционных пиков, подтверждаются резким снижением интенсивности линий на рентгенограммах образцов со значительными структурными изменениями, Кроме того, подобные выводы находятся в соответствии с тенденциями изменения параметров кристаллической решетки и степени гексагональности структуры (рис.2).
Увеличение концентрации дефектов структуры с ростом плотности ионного тока в пучке связывается с повышением уровня термомеханических напряжений в материале мишени, что вызывает эффекты разупорядочения структуры, протекающие по различным механизмам. Возрастание числа импульсов воздействия инициирует дополнительную генерацию дефектов в приповерхностной области сплава, насыщение которыми при данной плотности ионного тока соответствует п=3 импульсам. При дальнейшем облучении резко интенсифицируется процесс диффузии дефектов к стокам и в глубь материала. Вероятно, что основными стоками и местами облегченной диффузии дефектов являются межкристаллитные границы.
Анализ полученных изменений позволяет выделить два основных направления структурных изменений в материалах при высокоэнергетическом воздействии, Первое направление связано с хаотическим разупорядочением кристаллической структуры и последующей релаксацией сверхвысоких концентраций точечных дефектов через стоки, что обеспечивает переход структуры в упорядоченное состояние с минимумом свободной энергии. В качестве возможных механизмов рассматривается тепловое разупорядочение, атомное перемешивание и рассеяние упругих волн на узлах решетки. Второй механизм формирования структуры включает в себя образование линейных (дислокаций) и двумерных (д.у.) нарушений структуры, осуществляемое по механизмам сдвига и скольжения атомных цепочек и плоскостей через пластическое течение отдельных составляющих при существовании значительных межфазных напряжений, а также за счет формирования градиента напряжений кристаллической решетки по глубине, связанного с высоким градиентом температур. Возможен также ударный механизм сдвига при распространении ударной волны по объему мишени. Превышение концентрации дефектов упаковки над предельно допустимой дозой для данного типа структуры может вызвать переходы аллотропного типа [11].
ВЫВОДЫ
Степень дефектности структуры карбида вольфрама при увеличении плотности ионного тока в пучке
возрастает, при этом зависимость от числа импульсов воздействия носит экстремальный характер. Максимальному насыщению приповерхностной области дефектами различного порядка соответствует облучение в режиме /' = 150 А/Ы п = 3.
Для объяснения экспериментальных данных предлагаются два направления структурных превращений в материалах при воздействии МИП: хаотическое разупорядочение структуры и сдвиговые механизмы формирования линейных и двумерных дефектов кристаллического строения.
ЛИТЕРАТУРА
1. Модифицирование поверхности ГТД по условиям эксплуатации/В,С. Мухин. А.М, Смыслов, С,М. Боровский -М.: Машиностроение, - 1995,- 253 с.
2. Исследование влияние импульсного лазерного излучения на структурно-фазовый состав твердых сплавов и эксплуатационные характеристики инструмента на их основе/Д.М. Гуреев . С.И. Яресько . А.П. Лалетин.
A.Л, Петров // Тр. ин-та им.П.Н.Лебедева. - 1989,- Т.198, -С. 90-110.
3. Изучение изменений фазового состава и напряженного состояния поверхностных слоев твердого сплава ВК20 после ионной бомбардировки/Г.Л. Платонов, Е.Ю. Леонов,
B.Н. Аникин. А.И, Аникеев //Порошковая металлургия. -1988.- N2,-С. 87-89.
4. Влияние комбинированного ионного облучения на элементный состав и износостойкость сплава WC-Co/ К.Н. Полещенко . М.Ф. Полетика. Г.И. Геринг. Г.А. Вершинин //ФХОМ,- 1995,-N3,-С. 29-33.
5. Полещенко К.Н.. Николаев A.B., Вершинин Г.А. / Термоактивируемые процессы в приповерхностных слоях сплава WC-Co при воздействии мощным ионным пучком// Поверхность. Физика, химия, механика. - 1995 - N 11. -
С . 85-90.
6. Импульсный ионный ускоритель "Темл"/Д.Р. Акерман И.С. Исаков. В.Н. Колодий, М.С. Опекунов, Г.Е.Ремнев// Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц - Томск. 1988.-Т1. - С.З.
7. Мелькер А.И. Определение тонкой структуры по форме одной дифракционной линии методом оптимальных коэффициентов Фурье//ЛПИ. - 1975,- N 341,- С. 91-99.
8. Уоррен Б.И. Успехи физики металлов. М.: Металлургия. 1963.-Т5,- 450 с.
9. Палатник Л.С.. Фукс М.Я.. Косевич В.М. Механизм образования и субструктура конденсированных пленок,- М.: Наука. 1972,- 320 с.
Ю.Горелик С.С.. Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ - М.: Металлургия. 1970.- 368 с.
11.Вишняков Я.Д. Современные методы исследования структуры деформированных кристаллов. - М.: Металлургия. 1975,- 478 с.
