CC BY
71
УДК 539.424:539.534.9
ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИХ СТАЛЕЙ ПРИ ИОННО-ПУЧКОВОМ НАНОСТРУКТУРИРОВАНИИ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ
О.В. Сергеев, М.В. Федорищева, В.П. Сергеев*, Н.А. Попова**, Э.В. Козлов**
Институт физики прочности и материаловедения, г. Томск E-mail: [email protected] *Томский политехнический университет **Томский государственный архитектурно-строительный университет
Исследовано изменение прочностных и пластических свойств мартенситно-стареющей стали ЭИ122 при наноструктурировании поверхностного слоя пучками ионов (Al+B). Установлен эффект одновременного повышения пластичности и прочности. Его величина зависит от исходной и постимплантационной термообработки образцов идозы облучения. Методами просвечивающей электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа изучено структурно-фазовое состояние поверхностного слоя исходных и наноструктурированных ионным пучком сталей. На основе полученных результатов обсуждены механизмы наблюдаемого эффекта.
Ключевые слова:
Ионный пучок, наноструктурирование, поверхность, мартенситно-стареющая сталь, механические свойства.
Key words:
Ion beam, nanostructure, surface, maraging steel, mechanical properties.
Введение
Мартенситно-стареющие стали получили широкое распространение в машиностроении вследствие удачного сочетания высоких прочностных и пластических свойств. Они широко применяются в авиационной промышленности, ракетной технике, в судостроении, атомной промышленности, в приборостроении для упругих элементов, в криогенной технике. Общей особенностью сплавов этого класса является то, что они малоуглеродистые и их матрица после закалки представляет собой а-твердый раствор, пересыщенный элементами замещения. При распаде а-твердого раствора при старении сплавов происходит выделение упрочняющих интерметаллидных фаз. Структура мар-тенситно-стареющих сталей после закалки представляет собой мартенсит, имеющий высокую плотность дефектов кристаллической решетки. При введении
8...18 об. % М увеличивается сопротивление хрупкому разрушению благодаря высокой подвижности дислокаций и облегченного поперечного скольжения в железоникелевой матрице. Положительно влияет комплексное легирование при совместных добавках молибдена и кобальта - в этом случае интенсивность упрочнения при старении существенно возрастает.
Такое влияние кобальта связывают с уменьшением растворимости молибдена в а-железе, а также с протеканием процесса упорядочения в системе Бе-Со с образованием областей ближнего порядка. Кроме того, кобальт увеличивает теплостойкость матрицы. Т и А1 наиболее сильно упрочняют мар-тенситно-стареющие стали - растворимость их в а-фазе мала, и в присутствии никеля при нагреве происходит выделение дисперсных фаз М3А1, №А1, И3А1 и т. п. Однако эти элементы резко понижают пластичность, вязкость и сопротивление хрупкому разрушению. Это явление в ряде случаев связывают с образованием при охлаждении фазы Т1(С,К) по границам аустенитных зерен. Для устранения
этого эффекта ограничивают количество вводимых элементов Т и А1 и уменьшают содержание углерода в стали. При содержании Мо >3 мас. % старение приводит к образованию частиц фаз (Бе,№)2Мо, №3Мо, (Бе,Со)2Мо. Дисперсность, морфология и прочность частиц этих фаз, особенно последней, являются наиболее оптимальными с точки зрения обеспечения благоприятного комплекса механических свойств. Целью данной работы является повышение пластичности мартенситно-стареющей стали ЭИ122 методом ионно-пучкового наноструктурирования поверхностного слоя [1].
Методика эксперимента
Наноструктурирование проводилось с помощью бомбардировки поверхности образцов пучком ионных комплексов (А1+В)+с помощью вакуумно-дугового импульсного ионного источника «ДИАНА- 2». Ускоряющее напряжение было 80 кВ, амплитуда тока ионного пучка - 500 мА, частота импульсов -50 Гц, длительность импульса - 250 мкс. Остаточное давление в вакуумной камере было Н0-3 Па.
Испытания на растяжение плоского образца в виде двухсторонней лопатки в условиях однородного и одноосного напряженного состояния до его разрушения выполнялись с помощью деформационной машины ¡пйгоп 5582 с записью диаграммы. Образцы вырезались из термообработанных листовых заготовок толщиной 0,12 мм с использованием шаблона с помощью электроэрозионного вырезного станка 4732 Ф3М с ЧПУ. Поверхность образцов шлифовалась и полировалась до шероховатости не более Д,=0,08 мкм.
Структурно-фазовое состояние исследовали методами просвечивающей электронной микроскопии с использованием режима микродифракции на приборе «ЭМ-125» и рентгеноструктурного анализа с помощью дифрактометра ДРОН-7.
Результаты эксперимента и обсуждение
На рис. 1 показаны кривые деформации исходных (а) и облученных (б, в) пучками ионов (А1+В) образцов. Облучение ионными пучками проводилось под углом 90° к плоской поверхности образца с обеих сторон при ускоряющем напряжении 60 кВ. Видно, что обработка ионным пучком повышает как предел прочности < стВ>, так и относительное удлинение <5>, соответственно, на6и5%. Однако, в наибольшей степени эффект повышения механических свойств проявляется, если после ионно-пучковой обработки образцы подвергнуть низкотемпературному вакуумному отжигу (старению) при остаточном давлении в вакуумной камере (3...5)-10-3 Па. Так, например, при старении ионно-обработанных образцов при 200 °С в течение 2 ч (рис. 1, в) значения <сВ> и <5> увеличиваются на 20 и 10 %, соответственно. я 1400 '
§ 1200 -I 1000 -
ц
| 800 -й
« 600 -1 400 -
I 200 -
К
о1-
0
Рис. 1. Кривые «напряжение растяжения - относительное удлинение» для исходных образцов из стали ЭК122 (а) и обработанных пучком ионов (Л+В) (б, в); (в) -образцы после ионно-пучковой обработки дополнительно состарены при 200 °С в течение 2 ч
0,6
0,5
0,4
0,3
0,2
^ 0,1 с© _
<1 о -0,1 -0,2 -0,3 -0,4 -0,5
1 23456789
Э, 10" см'2
Рис. 2. Величина изменения средних значений <ив> (а) и <8> (б) при обработке ионными пучками (Л1+В) образцов из закаленной стали в зависимости от дозы облучения D. Ионно-обработанные образцы состарены при 200 °С в течение 2 ч
Изучение зависимостей величины прироста <стВ> и <5> от дозы облучения показывает (рис. 2), что они имеют экстремальный характер с совпадающими по положению максимумами при дозе ~2-1017 см-2. При дозах, отличающихся от этого значения, величина эффектов уменьшается, причем при высоких дозах облучения (более 4.1017 см-2) величина пластичности (относительное удлинение)
—_ Л
У г^ г
А 6 в
/ а
/
У
12 3 4 5
Относительное удлинение, %
облученных образцов становится ниже, чем у исходных образцов. Если проводить старение ионно-обработанных образцов в интервале температур
100...250 °С, то можно видеть, что температурные зависимости прироста ДстВ и Д5 также имеют экстремальный характер с максимумами при одной и той же в пределах ошибок эксперимента температуре старения 190+10 °С. Подобно дозовым зависимостям увеличение температуры старения выше 230 °С также приводит к снижению пластичности ниже величины, наблюдаемой при растяжении исходных образцов.
При сравнении эффекта пластификации образцов из стали, обработанных ионным пучком (А1+В) по одному и тому же режиму, но имеющих различное исходное структурно-фазовое состояние в силу разной термообработки стали: 1 - закалка, 2 - зака-лка+старение) установлено, что наиболее значительное повышение пластичности наблюдается для закаленного состояния стали - на 10 % (табл. 1). На образцах 2, изготовленных из состаренной после закалки стали, эффект пластификации при том же режиме ионно-пучковой обработки и последующего старения достигает 8 % (табл. 1).
Таблица 1. Средние значения предела прочности <ив> и относительного удлинения <8> для образцов с различным исходным структурно-фазовым состоянием, но с одной и той же ионно-пучковой обработкой и режимом последующего вакуумного отжига (пучки ионов (Л1+В), доза облучения 2■ Ю'7см~2, отжиг при 200 °С в течение 2 ч)
Исходное состояние образцов после Ионная обработка Отжиг <ств>, МПа <5>, %
закалки - - 1072±3 3,78+0,02
+ + 1281+3 4,17+0,02
закалки и старения - - 2339±3 2,76+0,02
+ + 2391+3 2,99+0,02
Исследование методами просвечивающей электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа структурно-фазового состояния поверхностного слоя образцов из закаленной стали после ионно-пучковой обработки показывает:
1. В образцах, обработанных пучком ионов (А1+В), основа состоит из мартенсита с параметром кристаллической решетки 0,2874+0,0001 нм, более высоким в сравнении с его значением в исходной закаленной стали. Это обусловлено как растворением имевшихся в закаленной стали ин-терметаллидных фаз (Бе,№)2Мо, Со2Т1 и И3А1 и переходом атомов с большим атомным радиусом Мо, Т1, А1 в твердый раствор а-Бе (рис. 3), так и дополнительным ионным легированием его атомами А1 и В, а также образованием радиационных дефектов типа пар Френкеля «междоузельный ион Бе - вакансия» [2, 3]. Количество в исходной стали интерметаллидной фазы (Бе,№)2Мо уменьшается до ~2 об. % (табл. 2). Выделяющаяся по границам мартен-ситных пластин и ухудшающая пластичность
стали фаза Со2Т1 полностью растворяется в поверхностном слое в результате обработки ионами (А1+В). Общее количество вторичных фаз возрастает до ~8 об. % (табл. 2). Это происходит за счет образования новых боридных фаз (рис. 3, б): А1В12 с тетрагональной решеткой Р41212, Ре45№185В6 с кубической решеткой Бш3ш и Бе3В с тетрагональной решеткой 14. Размер частиц боридных фаз округлой формы не превышает 10...15 нм. Скалярная плотность дислокаций достигает значения р®(8..Л0).1010 см-2. Размер областей когерентного рассеяния (субзерен) в сравнении с исходным значением в закаленной стали уменьшается до ~34 нм, величина внутренних микронапряжений II рода -до ~0,56 МПа.
2. В ионно-обработанных и состаренных образцах (рис. 3, в) параметр кристаллической решетки мартенсита увеличивается в еще большей степени до 0,2878+0,0001 нм. Немного возрастает на ~2 об. % количество вторичных фаз - в основном А1В12 и (Бе,№)2Мо (табл. 2). Наблюдается также дальнейшее уменьшение размера областей когерентного рассеяния до ~25 нм и величины внутренних микронапряжений II рода до ~0,40 МПа. Скалярная плотность дислокаций немного снижается до р^Ю10 см-2.
3. После ионно-пучковой обработки поверхностного слоя стали наблюдается увеличение интенсивности отражения от плоскостей типа (220) и, наоборот, ослабление интенсивности остальных рефлексов. Это может иметь место в том случае, если в процессе ионно-пучковой бомбардировки имеет место рекристаллизация поверхностного слоя стали, при которой рост новых зерен происходит преимущественно с одной кристаллографической ориентацией по отношению к направлению потока бомбардирующих поверхность образца ионов. Согласно механизму ионностимулированной рекристаллизации зерен [4] при внедрении плотного потока тяжелых ионов в кристаллит его исходная решетка разупорядочивается на начальной стадии развития и перекрытия каскадов столкновений. Новый порядок расположения атомов в микрообъеме формируется на стадии релаксации по механизму эпитаксиальной кристаллизации на интерфейсе соседнего ненарушенного зерна. Остаются ненарушенными те зерна, в которых с направлением потока ионов совпадает кристаллографическое направление решетки с низкими индексами, в частности, для решетки а-Бе таким направлением является (110) или (220). По этому механизму может происходить измельчение зерен при малых дозах облучения и их укрупнение - при больших.
4. В поверхностном слое стали после ионно -пучко -вой обработки не наблюдается микротрещин. По-видимому, при образовании и перекрытии каскадов соударений атомов при ионной бомбардировке [5] происходит их зарастание.
Полученные данные по изменению структур-но-фазового состояния поверхностного слоя при ионной бомбардировке позволяют понять причину повышения прочности и пластичности ионно-обработанной стали. Так, повышение ее прочности, по нашему мнению [6], связано с действием не менее четырех механизмов упрочнения: твердорастворного, дисперсионного, зернограничного и дислокационного.
Таблица 2. Фазовый состав поверхностного слоя образцов закаленной стали в исходном состоянии (1) и обработанном пучком ионов (А1+В) без (2) и с последующим старением при 200 °С в течение 2 ч (3)
Фазовый состав, об. % 1 2 3
Fe2Mo 2 1 2
N1311 1 1 1
ТізЛІ 1 - -
Со2Ті 1 - -
ЛІВ,2 - 1 2
^"е4,5^18,5В6 - 4 4
FeзB+Fe7B - 1 1
Возрастание пластичности стали при ионнопучковой обработке может быть обусловлено следующими причинами:
• удалением микротрещин в поверхностном слое;
• измельчением в нем субзеренной структуры;
• уменьшением размеров частиц второй фазы в результате распада крупных частиц интерме-таллидов и образования тонкодисперсных частиц боридов;
• полным растворением пластинчатых выделений фазы Со2Ті по границам мартенситных кристаллов, вызывающей в процессе своего роста зарождение и развитие микротрещин в материале;
• понижением внутренних упругих напряжений по сравнению с их уровнем в исходной стали в ~1,Зраза в ионно-обработанных образцах ив ~1,9 раза при дополнительном старении ионно-обработанных образцов.
Действие всех этих факторов приводит к уменьшению вероятности образования микротрещин в поверхностном слое и торможению их последующего развития в магистральную трещину при повышении приложенных напряжений при деформации образцов, что, соответственно, повышает пластичность материала [1]. В процессе старения ионно-обработанных образцов средний размер субзе-ренной структуры и уровень внутренних напряжений уменьшается в большей степени, поэтому в этом случае мы наблюдаем более высокую величину эффекта повышения механических свойств.
Выводы
1. Разработан метод пластификации образцов из закаленной мартенситно-стареющей стали с помощью ионнопучкового наноструктурирования поверхностного слоя.
Рис. 3. Дифрактограммы поверхностного слоя стали ЭК122. Образец: а) исходный; б) обработанный пучком ионов (А1+В); в) то же с последующим старением при 200 °С в течение 2 ч. СоКа-излучение
2. Определены оптимальные режимы обработки поверхностного слоя образцов в закаленной мартенситно-стареющей стали пучками ионов (А1+В) по дозе облучения и температуре последующего вакуумного отжига наноструктуриро-ванных образцов.
3. Установлен характер влияния исходного состояния образцов из мартенситно-стареющей стали на величину пластифицирующего эффекта при наноструктурировании пучками ионов (А1+В).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Панин В.Е., Сергеев В.П., Панин А.В. Наноструктурирование поверхностных слоев конструкционных материалов и нанесение наноструктурных покрытий. - Томск: Изд-во ТПУ, 2008. - 286 с.
2. Золотаревский В.С. Механические свойства металлов. - М.: МИСиС, 1998. - 400 с.
3. Pramanik D, Seidman D. Atomic resolution observations of nonlinear depleted zones in tungsten irradiated with metallic diatomic molecular ions // Journal of Applied Physics. - 1983. - V. 20. -№ 54. - P. 6352-6367.
4. Кирсанов В.В., Суворов А.Л., Трушин Ю.В. Процессы радиационного дефектообразования в металлах. - М.: Энергоато-миздат, 1985. - 272 с.
5. Liu J.C., Mayer J.W. Ion irradiation induced grain growth in Ni polycrystalline thin films // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research. Section В: Beam Interactions with Materials and Atoms. - 1987. - V. 19/20. - Part 2. - P. 538-542.
6. Сергеев В.П., Сунгатулин А.Р., Сергеев О.В., Пушкарева Г.В. Нанотвердость и износостойкость высокопрочных сталей 38ХН3МФА иШХ-15, имплантированных ионами (Al+B), (Ti+B), Ti // Известия Томского политехнического университета. - 2006. - Т. 309. - № 1. - С. 120-124.
Поступила 13.01.2011 г.
УДК 539.231:536.495:621.785
СТРУКТУРА И ТЕРМОМЕХНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ Si-Al-N ПРИ ИХ ОСАЖДЕНИИ МЕТОДОМ ИМПУЛЬСНОГО МАГНЕТРОННОГО РАСПЫЛЕНИЯ
В.П. Сергеев*, М.В. Федорищева, А.Р. Сунгатулин, А.Ю. Никалин, В.В. Нейфельд
*Томский политехнический университет Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск E-mail: [email protected]
Методом магнетронного распыления получены покрытия на основе Si~Al~N. Исследованы их структура и фазовый состав методами атомно-силовой микроскопии и рентгеноструктурного анализа. Установлено влияние режимов осаждения покрытий на их термоциклическую стойкость.
Ключевые слова:
Магнетронное осаждение, ионная бомбардировка, покрытие, нитрид, кремний, алюминий, термостойкость, фазовый состав. Key words:
Magnetron sputtering, ion bombardment, coating, nitride, silicon, aluminum, heat-resistance, phase composition.
Введение
До середины 70-х годов прошлого столетия тонкие слои на подложки в вакууме наносились в основном методом термического испарения исходного материала; ионное (катодное) распыление, осуществляемое с помощью газоразрядных диодных и триодных систем, играло меньшую роль из-за низкой производительности. Кроме того, плёнки, получаемые катодным распылением в аномальном тлеющем разряде при относительно большом давлении, имели высокий уровень газовых примесей, и этот метод приняли главным образом для нанесения слоёв тугоплавких материалов [1]. Однако после создания промышленных магне-тронных распылительных систем ситуация в технологии тонких плёнок изменилась. Благодаря использованию в этих системах электрического
и магнитного полей повысили эффективность ионизации газа, а плотность плазмы стала на порядок больше, чем в без магнитных устройствах катодного распыления. В результате значительно возросли плотность ионного тока на катод и скорость ионного распыления, удалось снизить давление рабочего газа и улучшить многие характеристики наносимых слоёв, а магнетронные распылительные системы заняли лидирующее положение в технологии тонкослойных покрытий для микроэлектроники, устройств записи информации и дисплеев [2].
Современные требования к эксплуатационным характеристикам жидкостных ракетных двигателей делают актуальной задачу нанесения покрытий с низкой теплопроводностью и высокой термоциклической стойкостью на внутренние поверхности сопел, в частности, теплозащитных керамических
