CC BY
52
Повышение триботехнических свойств пары трения «сталь 38ХН3МФА - полиамид ПА-66» при поверхностной обработке металлической составляющей композиционными ионными пучками
В.П. Сергеев, М.В. Федорищева, А.Р. Сунгатулин, О.В. Сергеев
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
Исследовано изменение структурно-фазового состояния и распределения элементов в поверхностном слое стали 38ХН3МФА при имплантации пучками ионов Al + B, а также изменение износостойкости и твердости при работе в паре трения «сталь 38ХН3МФА - полиамид ПА-66». Обнаружено повышение трибомеханических свойств стали при модификации поверхностного слоя композиционным ионным пучком, которое связывается с изменением структурно-фазового состояния этого слоя.
Improvement of tribological and mechanical properties of the friction pair “38CrNi3MoVN steel - polyamid PA66” at surface treatment of the metal component by composite ion beams
V.P. Sergeev, M.V. Fedorischeva, A.R. Sungatulin, and O.V Sergeev
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia
We investigate the change of the structural-phase state and element distribution in the 38CrNi3MoVN steel surface layer at (Al + B) ion beam implantation. Wear resistance and hardness during work of the friction pair “38CrNi3MoVN steel - polyamid PA66” are studied. We have revealed an increase in tribological and mechanical properties of steel at surface layer modification by a composite ion beam, which is related with changes in the structural-phase state of this layer.
1. Введение
Исследования поведения поверхностных слоев материалов при нагружении, выполненные в последние годы, показывают, что получение неравновесных состояний тонких поверхностных слоев позволяет улучшать триботехнические и механические свойства материалов. Эффективным путем является создание в поверхностном слое наноструктуры, имеющей значительную объемную долю дефектной фазы. В результате создается поверхностный барьерный слой, который способен затруднять диффузию водорода, генерацию дислокаций и образование микротрещин в поверхностном слое и их проникновение в объем материала, что задерживает деградацию поверхностного слоя и предотвращает преждевременный износ и разрушение материала. В
настоящее время основными методами создания неравновесных наноструктур в поверхностном слое металлов и сплавов является обработка концентрированными потоками энергии — ионным, электронным, плазменным и лазерным облучением [1]. В работе [2] отмечается, что имплантация в поверхностный слой мартен-ситных сталей ШХ-15 и 38ХН3МФА нескольких элементов одновременно, таких как Т + В, А1 + В, при прочих равных условиях обработки является более эффективной, чем имплантация одного элемента. При этом износостойкость образцов при окислительном виде изнашивания обнаруживает наиболее существенный прирост при имплантации пучком ионов А1 + В. В этой связи представляет интерес сравнительное изучение величины изменения износостойкости стали 38ХН3МФА
© Сергеев В.П., Федорищева М.В., Сунгатулин А.Р., Сергеев О.В., 2006
при водородном виде изнашивания, а также выявление закономерностей структурно-фазовых превращений и механизма изменения износостойкости при поверхностной обработке композиционным пучком ионов А1 + В, показавшим свою эффективность при окислительном изнашивании. Водородный вид изнашивания характерен для ряда принципиально важных схем контактного взаимодействия металлополимерных пар трения, в частности, для широко применяемых в химической и газовой промышленности механических уплотнений, регулирующих значительные перепады давлений водородосодержащих газов.
Облучение композиционными пучками А1 + В ионов проводилась с помощью вакуумно-дугового импульсного ионного источника типа «ДИАНА-2» при ускоряющем напряжении 80 кВ, амплитуде тока ионного пучка — 580 мА, частоте импульсов — 50 Гц, длительности импульса — 250 мкс. Остаточное давление в вакуумной камере было 3 • 10-3 Па. Двухкомпонентные пучки ионов А1 + В получали путем применения композиционных катодов, содержащих по данным рентгенофазового анализа - 30 об. % А1В12 и - 70 об. % А1, изготовленных методом порошковой металлургии. Температура нагрева образцов в процессе имплантации не превышала 150 °С. Облучение ионными пучками выполняли при двух дозах — 32 и 48 мКл/см2. Методы приготовления образцов и материалы, методики исследования их поверхностного слоя и применяемая для этого аппаратура описаны нами ранее в [3]. Изнашивание образцов проводили в водной среде.
На основании полученных кривых наноинденти-рования ^Р) были определены значения твердости Ни модуля упругости Е поверхностного слоя образцов. Видно (табл. 1), что облучение пучками ионов А1 + В образцов, изготовленных из стали 38ХН3МФА, приводит к повышению твердости, модуля упругости и износостойкости поверхностного слоя стали 38ХН3МФА. Величина эффектов возрастает с увеличением дозы облучения.
На рис. 1 приведены кривые изменения атомной концентрации С ионов алюминия и бора с ростом глубины h ионно-имплантированного поверхностного слоя образцов стали, полученные с помощью метода масс-
Таблица 1
Средние значения износостойкости А?/Ат твердости Н, модуля упругости Е износостойкости А/Ат исходных и имплантированных с различной дозой D образцов
стали 38ХН3МФА
D, мКл/см2 А/ Ат, 108 с/мг Н, ГПа Е, ГПа
- 1.0 ± 0.1 7.8 ± 0.2 220 ± 11
32 3.2 ± 0.5 9.1 ± 0.2 260 ± 19
48 4.2 ± 0.5 9.8 ± 0.3 248 ± 26
спектрометрии вторичных ионов. Видно, что с ростом глубины концентрация имплантированных ионов повышается от некоторой начальной величины Сг0 до максимального значения С, тах, а затем плавно понижается до нуля. Сравнение полученных кривых С, (К) показывает, что в пределах экспериментальной погрешности среднее значение глубины внедрения ионов бора равно (Кв) = 40 ± 4 нм. Известно, что кривая С, (К) описывает распределение имплантированных ионов по глубине, поэтому распределения определяются по этой кривой. Для ионов алюминия =43 ± 4 нм. Определенное на основе полученных концентрационных профилей среднее значение глубины внедрения ионов бора значительно ниже расчетной величины проективной длины их пробега Rp = 93 нм в железе [4] при величине зарядности этих ионов, равной 1. Отклонение экспериментальных значений от расчетных может быть связано с отсутствием в пучке отдельных положительно заряженных ионов бора в связи с недостаточно высокой энергией дуги, испаряющей и ионизирующей материал катода в ионном источнике. По-видимому, в данном случае ионный пучок состоит из ионов металла и однозарядных положительно заряженных металл-металло-идных заряженных комплексов А1В+, которые, будучи ускоренными электрическим полем до энергии 80 кэВ, распадаются при соударении с поверхностью образца на ионы металла и металлоида. В этом случае средняя энергия ионов бора должна быть меньше 80 кэВ и, следовательно, средняя длина их пробега — менее 93 нм [4], что и зафиксировано в эксперименте. Среднее значение глубины внедрения ионов алюминия близко к расчетной величине их среднего проективного пробега — 42 нм.
На основе рентгеноструктурных и электронно-микроскопических исследований установлено, что ионная имплантация приводит к изменению в поверхностном слое параметра решетки основной фазы а-Бе с 0.2867
1"1, нм
Рис. 1. Изменение атомной концентрации А1 и В с ростом толщины поверхностного слоя образцов стали 38ХН3МФА, облученных пучком ионов А1 + В с дозой 32 мКл/см2
Рис. 2. Микродифракционная картина (а) и электронно-микроскопическое изображение стали, имплантированной ионами А1 + В (б). Стрелками указаны рефлексы фаз Feз(BC) и А1В12
на 0.2873 нм и размеров областей когерентного рассеяния от -100 до - 30 нм соответственно. Увеличение параметра решетки может быть связано с большим атомным радиусом А1 (1.43 А против 1.28 А у а-Бе), который входит в решетку по типу замещения. В исходном состоянии структура образцов представляет собой пакетно-пластинчатый мартенсит с игольчатыми выделениями цементита Ре3С. В результате ионной имплантации выделения цементита в поверхностном слое практически полностью растворяются. По-видимому, бор, образуя в поверхностном слое соединение Ре3Б, вместе с цементитом Ре3С преобразуются в сложный борокар-бид железа с аналогичной кристаллической решеткой (рис. 2, а). Располагается эта фаза на дислокациях, по границам реек и пластинок. Во всех имплантированных образцах наблюдается фрагментация зерен в поверхностном слое (рис. 2, б). Фрагменты в рейках вытянуты вдоль границ последних, в пластинах фрагментов немного. Их размеры составляют в среднем 0.4х0.2 мкм в пластинах и 0.3х0.1 мкм в рейках. Кроме фазы Бе3(БС) в поверхностном слое обнаруживается фаза А1Б2 с гексагональной плотноупакованной решеткой с параметрами а = 3.0054 А и с = 3.2528 А. Располагается эта фаза внутри пластин, реек и на дислокациях. Средние размеры этой фазы варьируются от 10 нм в рейках до 18 нм в пластинах. Частицы А1Б2 имеют округлую форму. Кроме указанных присутствуют также более крупные частицы фазы А1Б12 с орторомбической решеткой.
Согласно [5] повышение твердости поверхностного слоя сталей при ионной имплантации происходит в общем случае за счет действия четырех основных механизмов — дисперсионного, твердорастворного, дислокационного и зернограничного упрочнения. Наблюдаемое в настоящем случае повышение твердости при имплантации ионов А1 + В может быть связано с действием
первого, второго и четвертого механизма, поскольку заметного повышения плотности дислокаций не обнаружено. Износостойкость поверхностного слоя исследуемых образцов стали при работе в паре трения с полиамидом ПА-66 при изнашивании в водной среде определяется механизмом водородного износа [6]. Поскольку наблюдаемое значительное повышение износостойкости слабо коррелирует с возрастанием величины твердости [3], то, видимо, имеются другие механизмы, контролирующие этот эффект. Одним из них может быть увеличение при имплантации ионов внутренних сжимающих упругих напряжений I рода, о чем свидетельствует возрастание параметра решетки. Оценка в первом приближении величины повышения таких напряжений по изменению межплоскостных расстояний [1], вследствие смещения рентгеновских линий относительно их положения на дифрактограмме стали в исходном состоянии, принятой за эталон, дает для имплантированных образцов значение 380 МПа при использовании модуля упругости Е (табл. 1) и коэффициента Пуассона V = 0.28, которое близко к величинам, обычно определяемым в нанокристаллических покрытиях [7]. Общий вклад в повышение стойкости ионно-имплантированных образцов стали также может давать наноструктурирование поверхностного слоя, которое обнаруживается по фрагментации структуры основной фазы и уменьшению размеров блоков когерентного рассеяния. Кроме того, ионное легирование такими элементами, как алюминий и бор, трансформируя поверхностный слой в барьерный, затрудняет проникновение водорода вглубь материала и таким образом снижает скорость водородного изнашивания [8].
Таким образом, при облучении поверхностного слоя высокопрочной стали 38ХН3МФА ионным пучком А1 + В поверхностный слой обогащается атомами внедренных элементов до различной степени и на разную
глубину, что определяет не только градиент химического состава, но и изменение его структурно-фазового состояния по глубине слоя. При имплантации композиции ионов происходит интенсивное выделение и укрупнение новых мелкодисперсных упрочняющих фаз и растворение исходных. При этом возрастает параметр решетки основной фазы, уменьшается размер блоков когерентного рассеяния, изменяется уровень внутренних упругих напряжений, происходит фрагментация зерен основной фазы. С ростом дозы облучения величина наблюдаемых эффектов усиливается. В результате изменения структурно-фазового состава повышаются износостойкость, твердость и модуль упругости поверхностного слоя имплантированных образцов стали 38ХН3МФА при работе в паре трения с полиамидом ПА-66.
Работа выполнена при поддержке РФФИ, грант № 05-01-98004 р_обь_а.
Литература
1. Байбарацкая М.Ю., Блесман А.И., Калистратова Н.П., Овчар З.Н.
Исследование модифицированных структур стальных деталей
металлополимерных трибосистем // Трение и износ. - 1998. -Т. 19. - № 4. - С. 510-516.
2. Сергеев В.П., Сунгатулин А.Р., Сергеев О.В., Пушкарева Г.В. Нанотвердость и износостойкость выгсокопрочны1х сталей 38ХН3МФА и ШХ15, имплантированных ионами (Al + B), (Ti + B), Ti // Изв. Томского политехнического университета. - 2006. - Т. 309. -№ 1. - С. 120-125.
3. Сергеев В.П., Федорищева М.В., Сунгатулин А.Р, Козлов Э.В., Коротаев А.Д. Изменение износостойкости стали 38ХН3МФА при магнетронном напылении нанокомпозитных покрытий на основе Fe-Cr-Ni-N // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - Спец. выпуск.- С. 117-120.
4. Таблицы параметров пространственного распределения ионно-имплантированных примесей / Под ред. А.Ф. Буренкова, Ф.Ф. Комарова, М.А. Кумахова, М.М. Темкина. - Минск: Изд-во БГУ, 1980.- 352 с.
5. Пащенко О.В., ГирсоваН.В., Гашенко С.А., ШаркеевЮ.П., Криво-
боков В.П. Микротвердость ионно-имплантированных металлов // ФХОМ. - 1997. - № 4. - С. 13-18.
6. Саванчук РВ. Изучение локального распределения водорода в металлических узлах трения // Трение и износ. - 1999. - Т. 20. -№ 5. - С. 550-554.
7. Karlsson L., Hultman L., Sundgren J.-E. The influence of residual stresses on the mechanical properties of TiQN^ (x = 0, 0.15, 0.45) thin films deposited by arc evaporation // Thin Solid Films. - 2000. -V. 371. - P. 167-177.
8. ГельдП.В., РябовР.А. Водород в металлах и сплавах. - М.: Металлургия, 1974. - 272 с.
