CC BY
11
© В.Е. Овчаренко, A.A. Моховиков, C.B. Корчуганов, 2012
В.Е. Овчаренко, А.А. Моховиков, С.В. Корчуганов
НОВЫЙ ПУТЬ СОЗДАНИЯ ВЫСОКОРЕСУРСНОГО ГОРНОГО И МЕТАЛЛОРЕЖУЩЕГО ИНСТРУМЕНТА ЗА СЧЕТ ФОРМИРОВАНИЯ МНОГОМАСШТАБНОЙ СТРУКТУРЫ В ПОВЕРХНОСТНОМ СЛОЕ МЕТАЛЛОКЕРАМИЧЕСКОГО СПЛАВА
Представлены результаты экспериментальных исследований эволюции структурно-фазового состояния поверхностного слоя металлокерамиче-ского сплава «карбид титана — никелевый сплав» в результате высокоскоростного нагрева и охлаждения поверхностного слоя при импульсном электронно-пучковом облучении поверхности сплава. Приведены данные влияния мультимодальности структурных состояний поверхностного слоя на температурные зависимости коэффициента трения на поверхности и стойкость металлокерамического сплава при резании металла. Ключевые слова: металлокерамический сплав, деформация, нанокристал-лическое структурно-фазовое состояние.
Результаты количественных расчетов влияния разномасштабных структурных уровней и их сочетаний на закономерности деформирования и разрушения металлокерамического сплава в условиях высоких динамических нагрузок отражают принципиально новые возможности повышения физических и прочностных свойств металлокерамических сплавов путем формирования в сплавах многомасштабной структуры [1]. Формирование последней определяет неизбежность вовлечения в процесс деформации металлокерамического сплава максимально возможного числа структурных уровней, приводя к смене доминирующего механизма зарождения и роста магистральной хрупкой трещины: зарождение, последовательное развитие и продвижение вершины трещины в «мезоскопически неповрежденном» материале сменяется образованием в окрестности вершин микротрещин мезоповреждений с последующим их объединением в магистральные трещины, что обеспечивает существенное увеличение времени образования трещин разрушения и работы разрушения металлокерамического сплава. Кроме того, формирование многоуровневого структурно-фазового состояния определяет проявление в поверхностном слое металлокерамического сплава демпфирующих свойств по
отношению к основному материалу при ударных механических и температурных внешних воздействиях, предотвращая преждевременное зарождение и распространение с поверхности в основной объем материала хрупких микротрещин, приводящих к образованию магистральных трещин и разрушению основного материала.
Создание в поверхностном слое металлокерамического сплава дополнительных структурных уровней возможно в условиях его сверхвысокоскоростного нагрева (создание структурно-неравновесного состояния) с последующим сверхвысокоскоростным охлаждением (сохранение структурно-неоднородного состояния). По сравнению с такими широко известными методами высокоскоростного нагрева поверхностных слоев материалов как лазерное, плазменное и ионное виды воздействия на поверхность наиболее гибкими возможностями контроля и регулирования количества подводимой энергии, при высокой локальности воздействия и высоком коэффициенте полезного действия, обладает метод облучения низкоэнергетическим интенсивным электронным пучком субмиллисекундной длительности [2-5]. Импульсное электронно-пучковое облучение обеспечивает нагрев поверхностных слоев облучаемых материалов со скоростью до 109 К/с с последующим охлаждением за счет теплоотвода в основной объем материала со скоростью 104...109 К/с, создавая эффективные условия для управляемого формирования в поверхностных слоях облучаемых материалов субмикро- и нанокристаллических структурно-фазовых состояний.
Материал и методики экспериментальных исследований
Экспериментальные исследования были проведены на образцах из металлокерамического сплава на основе карбида титана (Т1С) с никельхромовым (№-Сг-А1) связующим при соотношении карбидной и металлической фаз 50:50. Нагрев поверхностного слоя металлокерамического сплава толщиной до 200 мкм со скоростью до 10 К/с с последующим охлаждением за счет теплоотвода в основной объем материала со скоростью 104.109 К/с осуществляли методом облучения образцов сплава электронным пучком с длительностью импульсов облучения г=50, 100, 150, 200 мкс при плотности мощности в пучке Ws до 6-105 Вт/см2 (плотность энергии Es до 60 Дж/см2) и диаметре электронного пучка 1.2 см [6]. Исследования микро-
структур поверхности облучения и поверхностного слоя образцов металлокерамического сплава проводили методами сканирующей (SEM 515 «Philips») и просвечивающей микродифракционной (ЭМ-125) электронной микроскопии.
Модификация микроструктуры поверхностного слоя металлокерамического сплава при импульсном электронно-пучковом облучении
В исходном, после спекания, состоянии металлокерамиче-ский сплав состоит из трех структурных составляющих — металлической матрицы с интегрированными в нее хрупкими высокопрочными включениями TiC «мезоскопического» масштаба (1-10 мкм) и переходной зоны «частица-связующее» переменного состава, имеющей линейный размер в поперечном сечении до 4 мкм (рис. 1).
Количественные расчеты температурных полей в поверхностном слое металлокерамического сплава в зависимости от параметров импульсного электронно-пучкового облучения, проведенных для металлокерамического сплава 50 об.% TiC-50 об.% (Ni-Cr-Al) [3], позволили оценить диапазоны значений плотности энергии в электронном пучке, длительности и количества импульсов облучения, позволяющих спланировать экспериментальные исследования зависимостей структурно-фазового состояния поверхностного слоя металлокерамического сплава от параметров импульсного электронно-пучкового облучения. Основными критериями при проведении указанных оценок являются глубина прогрева металлокерамического сплава (х=100-200 мкм), температура нагрева поверхности в пределах одного импульса облучения (при минимальном градиенте температуры в нагреваемом слое — до 3000 К). Указанным критериям соответствуют значения плотности энергии в электронном пучке Es =40-50 Дж/см2 при длительности импульсов tj = 100-200 мкс. Необходимо учитывать, что температурный профиль прогрева поверхностного слоя, формирующийся при первом импульсе облучения, практически не изменяется при увеличении числа импульсов облучения. Изменение количества импульсов облучения позволяет регулировать продолжительность межфазного взаимодействия компонентов металлокерамической композиции в неравновесных температурно-временных условиях при заданных значениях плотности энергии в электронном пучке и длительности импульсов облучения.
щйЯЙЯВли н и и (1) РЙектр по линииЙЯ ектр по линии{ЗД
ПО ЛИНИИ! : ■ ПО ПИНИИ(5)| ПО ЛИНИИ!
по линии(7Д
ПО ЛИНИИ!
по линии(9Д ■Спё(Ш::йО:линии(1 [
100-, 8060 40 20
— Ti -т- Ni —♦— Cr — Al
0 1 2 3 4 5 6
R ,мкм
Рис. 1. Микроструктура поверхности металлокерамического сплава в исходном (после спекания) состоянии с указанием линии микроанализа количественного распределения элементов при переходе от частицы карбида TiC в металлическое связующее и количественное распределение элементного состава на линии микроанали
На рис. 2 представлены микроструктуры поверхности металлокерамического сплава после облучения электронным пучком с плотностью энергии 40 Дж/см2 при длительности импульсов облучения 50, 100, 150 и 200 мкс. При длительности импульсов облучения 50 мкс на поверхности металлокерамического сплава (рис. 2, а) образуется слой стекловидной струк-
0
туры, в котором произошло практически полное растворение карбидных частиц металлокерамической композиции в расплаве металлического связующего. Увеличение длительности импульсов облучения до 100, 150 и затем до 200 мкс приводит к уменьшению степени растворения карбидных частиц, при длительности импульсов 150 и 200 мкс кроме частичного растворения частиц в металлическом связующем происходит растрескивание наиболее крупных частиц с последующим заполнением трещин расплавом металлического связующего. В межчастичных прослойках металлического связующего формируются вторичные фазы, характерные для высокоскоростной кристаллизации многофазных металлических систем (рис. 3, в,г).
Более детально структурно-фазовое состояние поверхностного слоя металлокерамического сплава после импульсного электронно-пучкового облучения было исследовано методом
Рис. 2. Микроструктуры поверхности металлокерамического сплава после электронно-пучкового облучения (40 Дж/см2, 15 импульсов, частота следования импульсов 1 с-1) при длительности импульсов облучения 50 (а), 100 (б), 150 (в) и 200 (г) мкс (сканирующая электронная микроскопия)
V.
NiCr
Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение структуры поверхностного слоя твердого сплава состава TiC-(Ni-Cr-Al) после облучения импульсами длительностью 200 мкс при плотности энергии в электронном пучке 40 Дж/см2: а — светлое поле; б, в — темные поля, полученные в рефлексах [022]Ni(Cr-Al) и [022]TiC, соответственно; г — мик-роэлектронограмма к (а). Стрелками указаны: на (в) — частицы карбида титана состава TiC; на (г) — рефлексы темного поля: 1 — для (б), 2 — для (в)
■ ,
Н 3
- Р i *
100нм
Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение структуры поверхностного слоя металлокерамики, подвергнутой электронно-пучковой обработке в азотсодержащей плазме; а — светлое поле; б — темное поле, полученное в совпадающих рефлексах [002]Ni+[102]AlN; в — микроэлектронограмма (стрелкой указан рефлекс, в котором получено темное поле)
просвечивающей электронной микроскопии. Установлено, что при длительности импульсов облучения 150 и 200 мкс в поверхностном слое металлокерамического сплава превалируют процессы растворения карбидных частиц в расплаве металлического связующего и выделения в межчастичных прослойках наноразмерных (60—75 нм) частиц вторичного карбида TiC (рис. 3).
Таким образом, при импульсном электронно-пучковом облучении с плотностью мощности электронного пучка от 8 до 10 Вт/см2 х105 и при длительности импульсов облучения 150200 мкс в поверхностном слое металлокерамического сплава TiC-(Ni-Cr-Al) формируется дополнительная структурная составляющая — распределенные в межчастичных прослойках наноразмерные частицы вторичного карбида титана. Другими словами, в поверхностном слое металлокерамического сплава формируется четырехуровневая структура состоящая из частиц первичного карбида титана, межчастичных прослоек из металлического связующего, переходных зон «частица-связующее» и распределенных в межчастичных прослойках наночастиц вторичного карбида.
Нами в [6,7] показано, что формирование пятого структурного уровня в поверхностном слое металлокерамического сплава возможно при электронно-пучковом облучении в азотсодержащей плазме газового разряда. В металлическом связующем поверхностного слоя металлокерамического сплава образуются частицы нитрида алюминия AlN c размерами ~50 нм (рис. 4).
Влияние структурно-фазового состояния поверхностного слоя на его физические свойства и стойкостные свойства металлокерамического сплава
На рис. 5 представлены температурные зависимости коэффициента трения и сопротивления резанию по поверхности, временной стойкости металлокерамического сплава при резании металла в исходном состоянии (3 структурных уровня) (а), после облучения в аргонсодержащей плазме (4 структурных уровня) (б) и после облучения в азотсодержащей плазме газового разряда (5 структурных уровней в поверхностном слое металлокерамического сплава). Из сравнения представленных зависимостей можно констатировать, что температурные зависимости коэффициента трения на поверхности металлокера-
0,440,40 0,36 0,32 0,28 0,24 0,20 0,16 0,12
70
60
X 50
S
40
30
20
10
0
1 - исходное состояние
2 - 50 ц S, аргон (40 Дж/см2)
3 - 100 ц S аргон (40 Дж/см2)
4 - 150 ц S, аргон (40 Дж/см2)
5 - 200 ц S аргон (40 Дж/см2)
6 - 150 ц S, азот (50 Дж/см2)
7 - 150 ц S, азот (70 Дж/см2)
100 200
300
T,oC
400 500 600
1 аргон, 40 Дж/см2
2 - азот, 40 Дж/см2
3 - азот, 50 Дж/см2
4 азот 60 Дж/см2
5 - азот 70 Дж/см2
50
100 150 Т,мкс
200
Рис. 5. Температурные зависимости коэффициента трения по поверхности металлокерамического сплава в исходном состоянии (1), после облучения в аргонсодержашей плазме (2-5) и после облучения в азотсодержашей плазме газового разряда (6,7) (а) и зависимости временной стойкости пластин из металлокерамического сплава ТЮ-(№-Сг-А1) после импульсного электронно-пучкового облучения в аргонсодержашей (1) и азотсодержешей (2-5) плазмах газового разряда при различных значениях плотности энергии в электронном пучке (б)
мического сплава и зависимости временной стоикости металлокерамического сплава при резании металла находятся в прямоИ зависимости от количества структурных уровнеИ в по-
0
верхностном слое металлокерамическоИ пластины. С увеличением числа структурных уровнеИ в поверхностном слое происходит снижение зависимости величины коэффициента трения от температуры испытания (температурная стабилизация коэффициента трения). После облучения в азотсодержащей плазме (при плотности энергии в электронном пучке 50 Дж/см2) величина коэффициента трения практически не зависит от температуры вплоть до 600 оС (рис.5,а). Увеличение количества структурных уровнеИ в поверхностном слое металло-керамического сплава повышает стоИкость металлокерамики в условиях резания металла. Эффект указанного повышения стоИкости достигает 20 и более крат по сравнению со стоИко-стью металлокерамики в исходном состоянии (рис. 5,б).
Заключение
На примере металлокерамического сплава «карбид титана — никелевыИ сплав» показано, что формирование дополнительных структурных уровнеИ в поверхностном слое металлокера-мического сплава сопровождается снижением температурноИ зависимости его физических своИств (коэффициента трения), многократным повышением стоИкости металлокерамического сплава при резании металла. Другими словами, целенаправленное формирование в поверхностном слое металлокерами-ческого сплава иерархии структурных уровнеИ обеспечивает адекватную реакцию сплава на изменение внешних условиИ воздеИствия, обеспечивая высокиИ ресурс работы металлоке-рамического сплава в экстремальных условиях эксплуатации.
- СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Псахье С.Г., Овчаренко В.Е., Князева А.Г., Шилько Е.В.// Физическая мезомеханика. — 2011. — Том 14, №6. — С. 23-34.
2. Модифицирование и легирование поверхности лазерными, ионными и электронными пучками/ Под ред. Дж. Поута, Г. Фоти и Д. Джекобсона. — М.: Машиностроение, 1987. — 424 с.
3. Engelko V., Mueller G., Bluhm H. Influence of particle fluxes from target on characteristics of intense electron beams // Vacuum. — 2001. — V. 62. — № 2-3. — P. 97-103.
4. Ovcharenko V.E., Yu Baohai, Psahie S.G. Electron-beam Treatment of Tungsten-free TiC/NiCr Cermet. I: Infiuence of Subsurface Layer Microctructure on Resistance to Wear during Cutting of Metals//Journal Materials Sci-ence&Technology, vol.21, №3, 2005, p.427-429.
5. Yu Baohai, Ovcharenko V.E., Psakhie S.G., Lapshin O.V. Electron-beam Treatment of Tungsten-free TiC/NiCr Cermet II: Structural Transformation in the Subsurface Layer// Journal Materials Science & Technology. — 2006. — V.22, N4. — P.511-513.
6. Коваль H.H., Девятков B.H., Щанин П.М., Толкачев B.C., Винтизен-ко Л.Г. // ПТЭ, 2005, №1, с. 135-140.
3. Овчаренко В.Е., Лапшин О.В. // Металловедение и термическая обработка металлов. — 2008. — №5(635). — С.33-37.
7. Букрина H.B., Князева А.Г., Овчаренко В.Е. //Физика и химия обработки материалов. — 2011. — №1. — С.55-60
8. Овчаренко В.Е., Букрина H.B., Иванов Ю.Ф., Моховиков А.А., Ван Джинчен, Ю Баохай // Известия Томского политехнического университета. — 2011. — Т.318. — №2. — С. 110-115. ШШ
КОРОТКО ОБ АВТОРАХ -
Овчаренко Владимир Ефимович — доктор технических наук, профессор, заведующий лабораторией, e-mail: [email protected], Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Моховиков Алексей Александрович — кандидат технических наук, доцент, заведующий кафедрой, e-mail: [email protected], Корчуганов Семен Викторович — студент, e-mail: [email protected], Юргинский технологический иститут Томский политехнический университет.
