CC BY
168
Влияние высокоинтенсивной имплантации ионов азота на структуру
и поведение стали 40Х в условиях трения и износа
В.А. Кукареко, А.В. Белый1, С.В. Панин2, Ю.П. Шаркеев2,
Е.В. Легостаева2, Д.М. Калиновский, Ш.А. Байбулатов2
Институт надежности машин НАНБ, Минск, 220072, Беларусь Физико-технический институт НАНБ, Минск, 220141, Беларусь 2Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
Исследованы структура, фазовый состав, микротвердость и поведение в условиях трения и износа низколегированной стали 40Х, предварительно подвергнутой высокоинтенсивной низкоэнергетической ионной имплантации. Низкоэнергетическое ионнолучевое модифицирование азотом низколегированной стали 40Х при 670 и 770 К приводит к образованию высокопрочных слоев толщиной 40-80 мкм и микротвердостью 9.5-11 ГПа. Формирование высокопрочных поверхностных слоев вызывает замедление кинетики накопления повреждений в материале основы и предотвращает его глубинное отслаивание в процессе контактного взаимодействия и тем самым существенно увеличивает износостойкость стали. Высокие триботехнические характеристики при трении в режиме ограниченной смазки достигаются в результате ионной обработки стали при температуре 670 К. Создание на поверхности упрочненного слоя задерживает включение ротационных мод деформации. В случае упрочненных слоев толщиной в десятки микрон ротационные моды подавляются, что приводит к изменению характера разрушения и повышению износостойкости материала.
1. Введение
Поверхностное легирование методами ионной имплантации является одним из перспективных направлений повышения износостойкости и работоспособности изделий, работающих в условиях трения и износа. Для сталей, в частности хромосодержащих, хорошо зарекомендовал себя способ поверхностного микролегирования азотом с помощью высокоинтенсивной низкоэнергетической ионно-лучевой обработки [1, 2]. Метод высокоинтенсивного низкоэнергетического ионно-лучевого азотирования основан на обработке материалов пучками заряженных частиц с энергией ~ 103 эВ с большими плотностями тока ~ 1-10 мА/см2. При этом в поверхностном слое обрабатываемой детали развиваются процессы радиационно-стимулированной диффузии в условиях повышенных температур, что обеспечивает высокую скорость легирования приповерхностного слоя, толщина которого может достигать ~ 10-200 мкм, что на несколько порядков превышает величину проективного пробега ионов азота в облучаемой мишени [3]. Ионное легирование атомами азота приводит к значительному повышению твердости, износостойкости и коррозионной стойкости сталей.
К важнейшим преимуществам метода азотирования при высокоинтенсивной низкоэнергетической ионной
имплантации относится то, что он реализуется на недорогом, экологически чистом оборудовании, обеспечивает весьма высокую производительность обработки, не требует операции окончательной шлифовки, позволяет регулировать фазовый состав и концентрацию внедряемых атомов. Микролегирование азотом сталей с помощью предлагаемого метода увеличивает коррозионную стойкость, циклическую долговечность в 1.35 раза, микротвердость на 150-300 % и износостойкость в 2-100 раз [1-4].
В то же время, несмотря на успешное практическое применение метода высокоинтенсивной низкоэнергетической ионной имплантации для повышения ряда свойств конструкционных сталей, процессы структуро-образования при такой обработке практически не исследованы. Не исследованы также закономерности развития пластической деформации на мезомасштабном уровне в приповерхностных слоях и характер разрушения в условиях трения и износа сталей, модифицированных при высокоинтенсивной низкоэнергетической имплантации ионов азота. Не выяснена в полной мере и природа повышения прочностных характеристик сталей при ионном легировании азотом.
В настоящей работе представлены результаты исследования структурно-фазового состояния ионно-легиро-
© Кукареко В.А., Белый А.В., Панин С.В., Шаркеев Ю.П., Легостаева Е.В., Калиновский Д.М., Ш.А. Байбулатов, 2002
Рис. 1. Дифрактограммы (излучение СиКа) стали 40Х в исходном состоянии после высокотемпературного отпуска (а) и после имплантации ионами азота в высокоинтенсивном режиме при 670 (б) и 770 К (в)
ванной конструкционной хромосодержащей стали 40Х во взаимосвязи с ее механическими характеристиками, а именно: износостойкостью и микротвердостью; рассмотрены результаты экспериментального исследования влияния высокоинтенсивной имплантации ионов азота на характер пластической деформации и разрушения стали 40Х на макро- и мезомасштабном уровнях в условиях трения и износа.
2. Материал и методика эксперимента
Исследования проводились на образцах с размером 6x6x10 мм3, вырезанных из прокатанных прутков стали 40Х. Предварительная термическая обработка включала закалку образцов от 1130 К в воду с последующим отпуском продолжительностью 5 часов при температуре 870 К.
Ионно-лучевая обработка осуществлялась с помощью ионного источника с замкнутым дрейфом электронов. Источник генерировал азотный пучок ленточного типа длиной 120 мм и шириной 2.5 мм. Для равномерности обработки применялась система механического сканирования обрабатываемых поверхностей, которая обеспечивала точность дозы облучения не менее 93 %. Имплантация проводилась в течение двух часов при энергии ионов 1-3 кэВ и плотности ионного тока 2 мА/см2. Суммарная доза падающих ионов составила при такой обработке ~3 -1019 см-2. Температура образцов в процессе ионно-лучевой обработки составляла 670 и 770 К. Контроль температуры осуществлялся с помощью термопары.
Твердость по Виккерсу (Н у) определяли при нагрузке на индентор в 300 Н на твердомере ТП. Микро-
твepдocть пo Bиккepcy (H^) измepяли та пpибope ПMT-3 пpи нaгpyзкax нa индeнтop 0.2; 0.5 и 1.0 H. Для кaждoгo иccлeдyeмoгo peжимa иoннoй oбpaбoтки ^o-вoдилocь нє мєнєє 10 измepeний.
Peнтгeнocтpyктypный aнaлиз cтpyктypнo-фaзoвыx пpeвpaщeний в мoдифициpoвaнныx aзoтoм cлoяx был вымлнен нa дифpaктoмeтpe ДPOH-2.0. ^емки ^o-филєй интeнcивнocти пpoвoдили в мoнoxpoмaтизиpo-вaннoм CuKa излучєнии ^и ycкopяющeм напpяжeнии 30 кB и aнoднoм тoкe 10-20 мA. Peнтгeнoвcкaя cъeмкa ocyщecтвлялacь с фoкycиpoвкoй то Бpeггy-Бpeнтaнo в peжимe cкaниpoвaния (то тoчкaм) с шaгoм 0.1° и вpe-мєнєм нaбopa импyльcoв та тoчкy, paвнoм 40 ceкyндaм. Для фaзoвoгo aнaлизa иcпoльзoвaлacь cтaндapтнaя ^p-тoтeкa JCPDS (ASTM) [5].
Для изучєния paзвития плacтичecкoй дeфopмaции oбpaзцoв пpи тpeнии и изнoce та мeзoypoвнe, a тaкжe для oпpeдeлeния cpaвнитeльныx тpибoмexaничecкиx xapaктepиcтик иcxoднoй и иoннo-имплaнтиpoвaннoй cтaлeй нa мaкpoypoвнe, былa выбpaнa cxeмa тpибoлoги-чecкиx испытаний <^л - тюд^». Oпиcaниe cxeмы и caмoй мeтoдики иcпытaний пpимeнитeльнo к иссле-дyeмым oбpaзцaм ^иведены в [б]. Tpибoтexничecкиe иcпытaния пpoвoдили в peжимe гpaничнoй cмaзки ^и cкopocти cкoльжeния 1 м/с и нopмaльнoй нaгpyзкe 450H. B тачестве гpaничнoй cмaзки иcпoльзoвaлocь мaшиннoe мacлo И-20. Koнтpтeлoм служил вaл из cтaли ШX15. Oцeнкa тoлщины унесентот cлoя пpoвoдилacь пo мoнтaжaм oптичecкиx изoбpaжeний пoвepxнocти тpeния путєм пepecчeтa ee величины чepeз измepeннoe знaчeниe шиpины дopoжки тpeния пo фopмyлe:
х = R -^R 2 -12/4,
гдє R — paдиyc вaлa; l — шиpинa дopoжки тpeния нa oбpaзцe. Дoпoлнитeльнo oцeнкa толщины cлoя rcpo-вoдилacь пo кoopдинaтнoй сєткє, кoтopaя пpeдвapи-тeльнo нaнocилacь нa бoкoвyю пoвepxнocть oбpaзцa с пoмoщью пиpaмидки Bиккepca нa микpoтвepдoмepe ПMT-3.
Для иccлeдoвaния xapaктepa paзвития плacтичecкoй дeфopмaции oбpaзцoв пpи тpeнии и изнoce нa мeзoypoв-нє был пpимeнeн cпeциaльный мeтoд с иcпoльзoвaниeм oптикo-тeлeвизиoннoгo измepитeльнoгo кoмплeкca вы-coкoгo paзpeшeния TOMSC [7]. ^инцип дєйствия гом-плeкca TOMSC ocнoвaн нa кoмпьютepнoй oбpaбoткe ce-pии oптичecкиx изoбpaжeний пoвepxнocти дeфopмиpye-мoгo oбpaзцa и пoзвoляeт иccлeдoвaть xapa^ep raacra-чecкoй дeфopмaции нa мeзoypoвнe путєм aнaлизa тост-poeнныx толей вeктopoв смещений [7]. Meтoдикa иссле-дoвaния paзвития плacтичecкoй дeфopмaции ^и тpeнии и изнoce с иcпoльзoвaниeм кoмплeкca TOMSC нa бaзe om'me^om микpocкoпa EPIQUANT paзpaбoтaнa aвтo-paми, ее пoдpoбнoe oпиcaниe пpивeдeнo в [б].
Ип, МПа
2000
0 ___I I I I I I I ll_I_I_I I I I I I I_I I I I I I I I I_I_I I—L
1 10 100 1000 d, мкм
PKc. 2. Зaвиcимocть микpoтвepдocти oт paccтoяния дo иoннo-имплaн-тиpoвaннoй пoвepxнocти cтaли 40X; cтpeлкoй пoкaзaнo зтачение мик-poтвepдocти для иcxoднoгo cocтoяния cтaли; тeмпepaтypa oбpaзцoв пpи доншй oбpaбoткe: б70 (1); 770 К (2)
3. Рєзуль^тбі экcиepимeнтa и oбcyждeниe
3.1. Фaзoвый ш^ав и мuкpomвepдocmъ uomo-мoдuфuцupoвaнныx aзomoм npunoвepxнocmныx ^oee cmали
Peнтгeнoвcкиe дифpaктoгpaммы cтaли 40X в иcxoд-нoм cocтoянии и пocлe выcoкoинтeнcивнoй имплaнтa-ции иoнaми aзoтa ^и б70 и 770 К пpивeдeны нa pиc. 1, a зaвиcимocть микpoтвepдocти oт paccтoяния дo тонто-имплaнтиpoвaннoй пoвepxнocти cтaли — та pTO. 2.
Пocлe вы^што oray^a cтaль 40X имеет cтpyктypy oтпyщeннoгo мapтeнcитa, твepдocть кoтopoгo cocтaвля-ет 2 900 M^, a микpoтвepдocть paвнa 3 000 MПa. ^м-пoнeнтaми фaзoвoгo cocтaвa являются a-фaзa и Fe3C. Пepиoд peшeтки мaтpичнoй a-фaзы paвeн 0.28б7 нм.
^нтая имплaнтaция oтпyщeннoй cтaли пpи б70 К пpивoдит к фopмиpoвaнию мoдифициpoвaннoгo ^и-пoвepxнocтнoгo cлoя (pиc. 3, а), толщита кoтopoгo paвнa 40-б0 мкм. Mикpoтвepдocть пoвepxнocтнoгo cлoя co-cтaвляeт 11000 M^. B мoдифициpoвaннoм cлoe томи-мo ocнoвнoй a-фaзы с пapaмeтpoм peшeтки 0.2877 нм пpи имплaнтaции oбpaзyeтcя выcoкoaзoтиcтый гeкcaгo-нaльный 8-нитpид (Fe3N) oтнocитeльнo выcoкoй шн-цeнтpaции, a тaкжe нитpиды y'-Fe4N. Чacтиц кapбидa Fe3C в cлoe не oбнapyжeнo, чтo свидетельствует o eгo pacтвopeнии в пpoцecce иoннo-лyчeвoй oбpaбoтки.
^нтая oбpaбoткa oтпyщeннoй cтaли 40X aзoтoм пpи 770 К пpивoдит к нeкoтopoмy увеличению тoлщины aзoтиpoвaннoгo пpипoвepxнocтнoгo cлoя (pиc. 1, б) (до ~ 70-80 мкм) и снижению величины микpoтвepдocти дo 9500 MПa. Ocнoвнoй фaзoй, пpиcyтcтвyющeй в yпpoчнeннoм ^oe, является низкoaзoтиcтый нитpид Y-Fe4N. Знaчeниe пepиoдa peшeтки a-фaзы в мoдифи-циpoвaннoм cлoe yмeньшaeтcя дo 0.2871 нм.
Рис. 3. Оптические изображения боковой поверхности стали 40Х после предварительного отпуска и высокоинтенсивной ионной имплантации азотом; температура образцов при ионной имплантации: 670 (а); 770 К (б)
Что касается изменения микротвердости, то для обоих температурных режимов ионной обработки с удалением от ионно-имплантированной поверхности значение Н^ уменьшается монотонным образом вплоть до уровня величин, соответствующих микротвердости исходного неимплантированного состояния.
3.2. Триботехнические свойства ионно-модифицированных азотом слоев стали
Результаты триботехнических испытаний стали 40Х в режиме граничной смазки приведены на рис. 4. По вертикальной оси отложена толщина унесенного слоя при трении, а по горизонтальной — время испытаний. Из представленных данных можно видеть, что отпущенная сталь 40Х имеет высокий износ. Отметим, что даже после двух часов испытаний зависимость линейного износа от пути трения не выходит на стадию установившегося изнашивания.
Ионная имплантация при 670 и 770 К приводит к значительному снижению интенсивности изнашивания. На кривых (рис. 4, кривые 2 и 3) можно выделить две стадии: стадию приработки и стадию установившегося изнашивания. Выход на стадию установившегося изнашивания происходит через ~ 1.5 часа испытаний. Интенсивность изнашивания образцов стали, ионно-имплантированных при 770 К, выше, чем для образцов стали, ионно-имплантированных при 670 К. Причем после 4 часов испытаний интенсивность изнашивания образцов стали, ионно-имплантированных при 770 К, существенно возрастает. В то же время, интенсивность изнашивания образцов стали, имплантированных при 670 К,
мала и практически не изменяется даже после 5 часов испытаний.
3.3. Эволюция пластической деформации поверхностных слоев стали в условиях фрикционного взаимодействия
На рис. 5 приведены оптические изображения боковой поверхности образцов стали 40Х для исходного неимплантированного состояния непосредственно под дорожкой трения для различных времен испытаний и соответствующие поля векторов смещений. Поля векторов смещений построены при совмещении двух последо-
Рис. 4. Зависимость толщины унесенного слоя от времени испытаний для пары трения сталь 40Х - ШХ15: исходное состояние стали 40Х (1); сталь 40Х после имплантации ионами азота при температуре 770 (2) и 670 К (3)
Рис. 5. Оптические изображения боковой поверхности исходного неимплантированного образца стали 40Х под центральной частью дорожки трения (а-г) и соответствующие поля векторов смещений (д-^), построенные при совмещении двух последовательных оптических изображений (показаны стрелками); исходное состояние (а); время испытаний на трение: 30 (б); 60 (в); 120 минут (г)
вательно снятых оптических изображений. На рисунке совмещаемые оптические изображения показаны стрелками. Анализ оптических изображений и картин векторов смещений показал следующее. В случае исходной неимплантированной стали в процессе фрикционного нагружения в паре трения в поверхностном слое и в нижележащих слоях развивается интенсивная пластическая деформация.
Во временном интервале нагружения 0-30 минут (рис. 5, а, б) в приповерхностном слое толщиной 2530 мкм формируется сильно деформированный слой (на рис. 5, б показан стрелкой). На соответствующем поле векторов смещений (рис. 5, д) видно, что смещения в нижележащих слоях не фиксируются. Это свидетельствует о локализации деформации преимущественно в приповерхностном слое толщиной 25-30 мкм.
Для следующего временного интервала испытания (30-60 минут, рис. 5, б, в) распространение сформировавшегося ярко выраженного деформационного рельефа на большую глубину не наблюдается. В то же время, толщина этого слоя визуально несколько уменьшилась (рис. 5, в). На соответствующем поле векторов смещений (рис. 5, е) видно, что в этом случае смещения происходят в приповерхностном слое толщиной до 300 мкм, что свидетельствует об интенсификации развития пластического течения в данной области в условиях отсутствия выраженной локализации пластической деформации в приповерхностном слое толщиной до 30 мкм.
Наконец, на следующем временном интервале от 60 до 120 минут (рис. 5, в, г) происходит разрушение и полный унос ранее сформировавшегося сильно деформированного приповерхностного слоя. При этом профиль боковой поверхности образца демонстрирует ярко выраженную шероховатость дорожки трения; следов развитого деформационного рельефа в приповерхностном слое выявить не удается (рис. 5, г). На данном этапе нагружения на поле векторов смещений пластические сдвиги наблюдаются лишь на глубине до 100 мкм (рис. 5, ж).
Необходимо отметить, что для исходного неимплан-тированного состояния стали 40Х на картинах распределения полей векторов смещений наблюдается формирование областей (мезообъемов), преимущественное направление векторов в которых свидетельствует о вихревом характере пластического течения при трении и износе в приповерхностном слое толщиной до 250 мкм (рис. 5, е-ж).
Ионная имплантация в высокоинтенсивном режиме приводит к модификации структурно-фазового состояния приповерхностного слоя, а тем самым, и к изменению характера износа образцов стали 40Х. Характер изменений определяется, как было показано ранее [8, 9], температурой ионной обработки. Повышение температуры обработки приводит к увеличению толщины
ионно-модифицированного слоя, которая при температуре 770 К достигает 60-80 мкм. В то же время, максимальное увеличение износостойкости имеет место при температуре ионной имплантации, равной 670 К (рис. 4). Отметим, что изменение интенсивности изнашивания обусловливает и различие в характере развития пластической деформации на мезомасштабном уровне в приповерхностных слоях обработанных образцов.
В случае образцов стали, ионная обработка которых осуществлялась при 770 К, пластическая деформация в приповерхностных слоях при трении идет менее интенсивно по сравнению с неимплантированными образцами, что хорошо видно как на оптических изображениях, так и на изображениях полей векторов смещений (рис. 6). Так, во временном интервале нагружения 30-60 минут наблюдается формирование в приповерхностном слое деформационного рельефа, который по сравнению с неимплантированным образцом (рис. 5, б) выражен слабее (рис. 6, б). На соответствующем поле векторов смещений видно, что толщина слоя, в котором фиксируются следы пластических сдвигов, составляет —100 мкм. Характер распределения векторов смещений в этом приповерхностном слое свидетельствует о развитии в нем процессов фрагментации с образованием мезофрагментов, имеющих размеры в несколько десятков микрон (рис. 6, г). В нижележащих слоях смещения не наблюдаются (длина векторов смещений равна нулю).
При дальнейшем увеличении времени испытаний наблюдается некоторое уменьшение толщины слоя с выраженным деформационным рельефом (рис. 6, б, в). При этом формирование деформационного рельефа в нижележащем слое на оптических изображениях не фиксируется. В то же время, на соответствующем поле векторов смещений (рис. 6, д) смещения наблюдаются в приповерхностном слое толщиной 200-250 мкм. Более детальный анализ векторов смещений показывает, что в вышеуказанном слое также формируется система мезофрагментов с характерным размером в десятки микрон, направление движения которых не является вихревым (рис. 6, д).
На оптических изображениях боковой поверхности образца, ионно-имплантированного при 670 К, наблюдается тонкий поверхностный слой с зоной интенсивной пластической деформации и разрушения (рис. 7, б-г). Однако толщина слоя существенно меньше по сравнению как с исходным состоянием стали, так и с ионно-имплантированным при температуре 770 К состоянием, и равна —10-15 мкм. Толщина этого слоя практически не изменяется при дальнейшем увеличении времени испытаний (рис. 7, в, г). Что касается картин векторов смещений для ионно-имплантированной при 670 К стали (рис. 7, д-ж), то практически не удается выделить какие-либо преимущественные направления векторов. Причем в нижележащих слоях не обнаружи-
Рис. 6. Оптические изображения боковой поверхности ионно-имплантированного при 770 К образца стали 40Х под центральной частью дорожки трения (а-в) и соответствующие поля векторов смещений (г, д), построенные при совмещении двух последовательных оптических изображений (показаны стрелками); время испытаний на трение: 30 (а); 60 (б); 120 минут (в)
вается следов развития пластических сдвигов, о чем свидетельствуют нулевые значения векторов смещений.
4. Обсуждение результатов
Интенсивный износ исходных неимплантированных образцов стали 40Х характеризуется локализацией пластической деформации в приповерхностном слое толщиной в несколько десятков микрон. При этом изнашивание неимплантированных образцов стали 40Х можно представить как эволюцию процессов на нескольких структурных уровнях. Релаксация упругих напряжений, возникающих за счет взаимодействия образ-
ца с контртелом, реализуется в этом приповерхностном слое, что должно сопровождаться формированием в нем высокодефектной структуры. По границам элементов такой мезоструктуры, по нашему мнению, и происходит разрушение с формированием частиц износа. При этом происходит плавное уменьшение толщины деформированного приповерхностного слоя (рис. 5, б, в). Этот результат, а также анализ литературных данных [10, 11] позволяют предположить, что на первом этапе изнашивания при трении образующиеся частицы износа должны иметь субмикронные размеры (меньший структурный уровень).
[ N^1! ^ К Г\\\\:: х :: у. //. ^/1 Г -м/. е
& и, ! X V !■' ' \М ! 1 '^1[ 'Л .
Г ’ ■ > '1 VI ■■■■ — ■ ■
1 ’ ■ 1 ■ ; '(у.
:::
■ ■ [■ 1 [ ■ ■ ■
:: II 1“ !
:: х :
;; ; 1 :
: :г ::::::::::::
1.. - :
Л ПП гл1/гл
1 1 “ ! ; -
Рис. 7. Оптические изображения боковой поверхности ионно-имплантированного при 670 К образца стали 40Х под центральной частью дорожки трения (а-г) и соответствующие поля векторов смещений (д-^), построенные при совмещении двух последовательных оптических изображений (показаны стрелками); исходное состояние (а); время испытаний на трение: 30 (б); 60 (в); 120 минут (г)
53535348484823232348485353232323232323535323
Унос части высокодефектного приповерхностного слоя не сопровождается распространением ярко выраженного деформационного рельефа в нижележащие слои образца. В то же время, в пластическую деформацию вовлекаются приповерхностные слои толщиной до трех сотен микрометров, что удается обнаружить с помощью построенных полей векторов смещений. При последующем нагружении происходит полный унос высокодефектного слоя, а высокая степень шероховатости дорожки износа позволяет предположить, что размер частиц износа, образующихся при трении, уже составляет около десяти микрометров (более высокий структурный уровень). В результате удаления с поверхности такого слоя в зону фрикционного взаимодействия выходят новые сравнительно слабодеформированные приповерхностные слои (рис. 5, г) и начинается новый цикл формирования мезоструктуры, содержащей элементы разного масштаба, и их последующего отделения с образованием частиц износа.
Цикличность контактного разрушения исходных не-имплантированных образцов стали 40Х после высокотемпературного отпуска, по нашему мнению, связана с накоплением пластической деформации в приповерхностном слое и его деградацией при трении, описываемой в рамках представлений физической мезомеханики твердых тел [10-13]. В частности, в соответствии с результатами работ [14-18], в процессе трения в поверхностных слоях глубиной до 100 мкм и более происходит формирование вихревых фрагментированных структур с образованием мезофрагментов разного масштаба. Трансляционное и вращательное движение мезофрагментов приводит к возникновению сжимающих и растягивающих напряжений в подповерхностных слоях, зарождению микротрещин на границах мезофрагментов и их отделению в виде частиц износа [19].
Модифицирование азотом поверхностного слоя низколегированной стали 40Х вызывает замедление кинетики накопления повреждений в приповерхностных слоях при контактном взаимодействии и существенно увеличивает износостойкость стали.
Ионно-модифицированный поверхностный слой в образце, имплантированном при 770 К, выступает в качестве демпфирующего слоя, в котором происходит релаксация упругих напряжений, передаваемых в образец от поверхности трибоконтакта. При этом на первой стадии изнашивания пластическая деформация локализуется в приповерхностном слое, толщина которого коррелирует с толщиной ионно-имплантированного слоя. При последующем увеличении времени нагружения некоторое уменьшение толщины такого слоя сопровождается вовлечением в пластическое течение нижележащих слоев образца, сопровождающееся формированием мезофрагментов с характерным размером в десятки
микрометров. Подобные эффекты могут быть также вызваны несовместностью развития пластической деформации в ионно-имплантированном слое и матрице [20].
При изнашивании образцов, подвергнутых ионной обработке при 670 К, имеет место локализация пластической деформации в тонком приповерхностном слое толщиной около 15 мкм, что практически не сопровождается пластическим течением нижележащих слоев образца.
В ионно-модифицированных образцах не обнаружен вихревой характер движения элементов сформировавшейся мезоструктуры. В то же время, в исходных неим-плантированных образцах, в которых отсутствует упрочненный поверхностный слой толщиной в несколько десятков микрон, удается наблюдать проявление вихревого характера мезоструктуры. Вихревой характер движения элементов мезоструктуры был ранее обнаружен при исследовании эволюции мезоструктуры в условиях контактного трибовзаимодействия для рельсовой стали [21], феррито-перлитной стали 45 в исходном и ионно-имплантированном состоянии [6], а также конструкционного сплава 36НХТЮ [15]. В случае стали 45 модификация поверхностного слоя была проведена в условиях обычной ионной имплантации и толщина ионно-модифицированного слоя составляла несколько десятков нанометров. Это приводило к задержке включения вихревого характера движения элементов мезо-структуры, а тем самым и к менее интенсивному по сравнению с неимплантированным образцом развитию деформации на мезоуровне и износу. Отметим, что сталь 45 в феррито-перлитном состоянии, а также конструкционный сплав 36НХТЮ имели достаточно высокую пластичность. Что касается рельсовой стали, испытания были выполнены при повышенных температурах, что определяло также ее относительно высокую пластичность.
Таким образом, необходимым условием включения вихревого характера мезоструктуры в условиях трения и износа является относительно высокая пластичность. В то же время, формирование на поверхности упрочненного слоя достаточной толщины будет подавлять ротационный характер развития пластической деформации, а тем самым и снижать интенсивность изнашивания.
Необходимо также обратить внимание на следующее. Поскольку износостойкость модифицированных образцов определяется сопротивлением контактному разрушению упрочненного слоя, то возможной причиной пониженной износостойкости слоя, сформированного при 770 К, по сравнению с образцами, имплантированными при 670 К, может являться его охрупчивание (снижение удельной энергии разрушения) за счет выделения пластинчатых частиц У ^е4К по границам зерен и плоскостям скольжения [22].
5. Заключение
Низкоэнергетическое ионно-лучевое модифицирование азотом низколегированной стали 40Х при 670 и 770 К приводит к образованию диффузионных слоев толщиной 40-80 мкм и с микротвердостью 9.5-11 ГПа. Формирование высокопрочных поверхностных слоев вызывает замедление кинетики накопления повреждений в материале основы, предотвращает его глубинное отслаивание в процессе контактного взаимодействия и таким образом существенно увеличивает износостойкость стали для обоих температурных режимов ионной обработки. Относительно более высокие триботехнические характеристики при трении в режиме ограниченной смазки достигаются в результате ионной обработки стали при температуре 670 К, приводящей к образованию в модифицированном азотом слое высокоазотистого нитрида Fe3N. Повышение температуры ионного азотирования до 770 К способствует выделению в слое нитридных частиц Y-Fe4N и вызывает снижение его износостойкости.
Локализация пластической деформации в приповерхностном слое толщиной несколько десятков микрометров не сопровождается развитием пластического течения в нижележащих слоях. При уменьшении толщины этого высокодефектного слоя при его изнашивании и уносе с поверхности образца пластическое течение на мезомасштабном уровне развивается в приповерхностных слоях толщиной до трехсот микрометров.
Относительно высокая пластичность материалов, подвергаемых трибонагружению, приводит к инициированию вихревого характера движения элементов мезоструктуры. Создание на поверхности упрочненного слоя задерживает включение ротационных мод деформации, вплоть до полного подавления в случае упрочненных слоев толщиной в десятки микрометров. При этом изменяется характер разрушения и повышается износостойкость материала.
Благодарности
Авторы выражают благодарность академику Витязю П.А., академику Панину В.Е. и д.ф.-м.н. Колубае-ву А.В. за плодотворное обсуждение и внимание к работе.
Работа выполнена в рамках совместного научного проекта БРФФИ-РФФИ «Физическая мезомеханика деформирования и разрушения материалов, модифицированных плазменными, электронно-лучевыми, ионно-лучевыми и газотермическими методами» (шифр проекта БРФФИ - Ф99Р-105; РФФИ - 00-01-81134)), при финансовой поддержке РФФИ (грант № 00-15-96174).
Литература
1. Wei R. Low energy, high current density ion implantation of materials at elevated temperatures for tribological applications // Surface and Coatings Technology. - 1996. - V. 83. - P. 218-227.
2. Белый А.В., Кукареко В.А., Лободаева О.В., Таран И.И., Ших С.К. Ионно-лучевая обработка металлов, сплавов и керамических материалов. - Минск: Изд-во ФТИ НАН Беларуси, 1998. - 218 с.
3. Nastasi M., Mayer J.W., Hirvonen J.K. Ion-solid interactions: fundamentals and applications. - Cambridge: Cambridge University Press, 1996. - XXVII. - 540 p.
4. Wilbur P.J., Buchholtz B.W. Engineering tribological surfaces by ion implantation // Surface and Coatings Technology. - 1996. - V. 79. -P. 1-8.
5. Powder diffraction file data cards, Inorganic Sections, Sets 1-34, Ame-
rican Society for Testing Materials, Swarthmore, PA. - P. 1948-1984.
6. Легостаева Е.В., Панин С.В., Гриценко Б.П., Шаркеев Ю.П. Исследование пластической деформации на макро-, мезо- и микромасштабных уровнях при трении и износе стали 45, поверхностно упрочненной ионной имплантацией // Физ. мезомех. - 1999. -Т.2.- № 5. - С. 79-92.
7. Сырямкин В.И., Панин В.Е., Дерюгин Е.Е., Парфенов А.В., Не-руш Г.В., Панин С.В. Оптико-телевизионные методы исследования и диагностики материалов на мезоуровне // Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов. - Новосибирск: Наука, 1995. - Т. 1. - С. 176-194.
8. Белый А.В., Кукареко В.А., Тарасевич И.Ю., Ших С.К., Боярен-ко И.В. Влияние плотности ионного тока на структурные параметры и свойства поверхностных слоев хромосодержащих сплавов железа, модифицированных ионами азота // Физика и химия обработки материалов. - 2000. - № 4. - С. 11-17.
9. Белый А.В., Кукареко В.А., Лободаева О.В., Ших С.К. Фазовые и структурные превращения в материалах на основе железа, подвергнутых низкоэнергетической имплантации азотом при высоких плотностях тока // ФММ. - 1995. - Т. 80. - Вып. 6. - С. 82-95.
10. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. -Т. 1. - 298 с., Т. 2. - 320 с.
11. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики // Физ. мезомех. -1998. - Т. 1. - № 1. - С. 5-22.
12. Панин В.Е. Синергетические принципы физической мезомеханики // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 6. - С. 5-36.
13. Панин В.Е. Современные проблемы пластичности и прочности твердых тел // Изв. вузов. Физика. - 1998. - № 1. - С. 7-34.
14. РапопортЛ.С. Уровни пластической деформации поверхностных слоев и их связь с процессами изнашивания // Трение и износ. -1983. - Т. 4. - № 1. - С. 121-131.
15. Тарасов С.Ю., Колубаев А.В. Структура поверхностных слоев трения сплава 36НХТЮ // Изв. вузов. Физика. - 1991. - № 8. - С. 9-12.
16. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 5-23.
17. Панин В.Е. Поверхностные слои нагруженных твердых тел как мезоскопический структурный уровень деформации // Физ. мезо-мех. - 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 5-22.
18. Панин В.Е., Колубаев А.В., Слосман А.И., Тарасов С.Ю., Панин С.В., Шаркеев Ю.П. Износ в парах трения как задача физической мезомеханики // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 1. - С. 67-74.
19. Легостаева Е.В., Шаркеев Ю.П., Кукареко В.А. Сравнительное исследование частиц износа и поверхностей трения, формирующихся в процессе трения и износа неимплантированной и ионно-имплантированной стали 45 // Физ. мезомех. - 2002. - Т.5.- № 1.-С. 59-70.
20. Панин С.В., Панин В.Е., Байбулатов Ш.А., Беляев С.А., Дураков В.Г. Изучение пластической деформации на мезо- и макромасштабных уровнях при трении и изнашивании композиции «сталь 20Х13 - упрочняющее композиционное покрытие» // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 4. - С. 59-72.
21. Батаев В.А., Батаев А.А., Тушинский Л.И., Которов С.А., Суханов Д.А. Ротационный характер пластического течения в стали с гетерофазной структурой // Вестник ТГУ. - 2000. - Т. 5. -Вып. 2-3. - С. 289-291.
22. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Шпис Г.И., Бемер З.К. Теория и технология азотирования. - М: Металлургия, 1991. - 320 с.
