Градиентные структурно-фазовые состояния в сталях : способы формирования, масштабы реализации, закономерности

СОДЕРЖАНИЕ
Введение 8
1. Градиентные структурно-фазовые состояния
в твердых телах и градиентные материалы 18
1.1 .Понятие о градиентных структурах 18
1.2. Функциональные градиентные материалы 24
1.3.Формирование градиентных структурно-фазовых состояний при обработке поверхности концентрированными потоками энергии 26
1.4. Градиентные структуры в сплавах, закаченных из расплава 31
1.5.Формирование и эволюция ГСФС при термомеханической обработке 36
Гб.Особенности градиентных структурно-фазовых состояний поверхностных слоев металлов после легирования с использованием концентрированных потоков энергии 38
1.7. Градиентные слои, сформированные на поверхности железа и никеля при электровзрывном легировании 41
2. Материалы и методы исследований 46
2.1 .Обоснование выбора и способы получения градиентных структурно-фазовых состояний материалов исследований 46
2.2.Метод измерения скорости ультразвука 56
2.3. Метод применения генератора токовых импульсов 59
2.4. Методы металлографических структурных исследований 59
2.5.Методика количественной обработки результатов исследований 62 2.5.1.Определение средних размеров зерен и структурных составляющих 63
2.5.2.Определение объемных долей типов зерен и структурных составляющих 64
2.5.3.Определение объемной доли дислокационной субструктуры
(*> 64
2.5.4.Определение скалярной плотности дислокаций, плотности
микродвойников, пластин е-мартенсита, трещин и
ЭКСТИНКЦИОННЫХ контуров 65
2.5.5.Определение избыточной плотности дислокаций и кривизны -
кручения кристаллической решетки 66
2.5.6.0ценки дальнодействующих полей напряжений 67
2.5.7.Определение угла азимутальной разориентировки зерен,
субзерен, фрагментов 68
2
2.5.8.Определение характеристик ДСС 69
2.5.9.0пределение средних размеров частиц карбидных фаз, расстояний между ними и их объемной доли 69
3. Градиентные структурно-фазовые состоянии, формирующиеся в стали при деформации прокатом 72
Введение 72
3.1. Эволюция структуры перлита при пластической деформации
и фрагментация 72
3.2. Количественные характеристики градиентной структуры 78
3.3. Внутренние поля напряжений и фрагментация 82
3.4. Процессы и механизмы разрушения цементита 86
Заключение 92
4. Градиент структуры и фазового состава, формирующийся в стали при ударных нагрузках 95
Введение 95
4.1. Перлитная структура после ударного нагружения.
Качественная картина 95
4.2. Количественные характеристики дефектной структуры 102
4.3. Источники дальнодействующих полей напряжений 106
4.4. Количественные характеристики полей напряжений
в градиентной структуре 110
4.5. Схемы разрушения перлита и растворения цементита 116
4.6. Градиентные структуры и масштабные уровни 119
Заключение 129
5. Усталостно-индуцированный структурно-фазовый градиент аустенитной стали 08Х18Н10Т и стали 60ГС2 133
Введение 133
5.1. Метод препарирования образцов 134
5.2. Структура и фазовый состав стали 08Х18Н10Т в исходном состоянии 135
5.2.1. Зеренная структура стали 135
5.2.2. Внутризеренная структура стали 136
5.3. Усталостно-индуцированный градиент структуры и фазового состава стали в зоне усталостного разрушения (непрерывная схема многоцикловых усталостных испытаний) 140
5.3.1. Зеренная структура стали 140
5.3.2. Градиент внутризеренной структуры стали 147
3
5.4. Закономерности и корреляции, реализующиеся при формировании градиента структуры в условиях непрерывной схемы усталостных многоцикловых испытаний стали 08X18Н10Т 152
5.5. Эволюция тонкой дефектной субструктуры при малоцикловой усталости стали 08Х18Н10Т 156
5.6. Структура исходного состояния стали 60ГС2 161
5.7. Структура стали 60ГС2 на промежуточной стадии усталостного нагружения 163
5.8. Разрушенное состояние 167
6. Градиентные структуры в сплавах железо-никель, закаленных из расплава 173
Введение 173
6.1 .Макроградиентные структуры 173
6.2.Микроірадиентньіе структуры 179
Заключение 182
7. Градиент структуры и фазовою состава, формирующийся в стали при химико-термической обработке 184
Введение 184
7.1. Градиентные структуры, возникающие в стали 9ХФ при цементации 184
7.2. Оптическая картина - карбиды и зерна 187
7.3. Фазовый состав зон и слоев градиентной структуры стали 193
7.4. Морфология упрочняющих фаз и тонкая структура образовавшихся слоев 196
7.5. Характеристики тонкой структуры матрицы. Дефекты строения основного металла 200
7.6. Дислокационная структура и даль недействующие поля напряжений, их источники и локализация 217
7.7. Качественная и количественная картина градиентной структуры.
Зоны и градиентные характеристики 220
Заключение 221
8. Градиент структу ры и фазового состава сварного шва 224
Введение 224
8.1 .Структурно-фазовое состояние стали перед сваркой 224
8.2.Структура, формирующаяся при кристаллизации зоны расплава 226
8.2.1. Структура центральной области сварного шва 226
8.2.2. Структура промежуточной области сварного шва 229
4
8.2.3.Структура переходной области сварного шва
8.3. Градиентный характер структуры сварного шва
8.4. Особенности влияния времени эксплуатации и технологии сварки на процессы формирования и эволюцию структурно-фазового градиента сварного шва
8.5. Градиентные особенности фазового состава сварного шва
8.6. Особенности влияния способов сварки и времени эксплуатации на формирование дислокационных субструктур и фазовый состав сварного шва
8.7. Дальнодействующие поля напряжений Заключение
9. Градиент структуры и фазового состава сталей 08Х18Н10Т и 60ГС2, подвергнутых импульсному токовому воздействию на промежуточной стадии усталостных испытаний
Введение
9.1. Зеренная структура стали
9.2. Внутризеренная структура стали
9.3. Усталостно-индуцированный градиент структуры и фазового состава в зоне многоциклового усталостного разрушения предварительно обработанной импульсным током стали
9.3.1. Зеренная структура стали
9.3.2. Градиент внутризеренной структуры стали 9.4.3акономерности и корреляции, реализующиеся при формировании градиента структуры в процессе многоциклового усталостного разрушения предварительно обработанной токовыми импульсами стали
9.5.Роль токового воздействия в эволюции градиента тонкой структуры стали 08X18Н1 ОТ при малоцикловой усталости Заключение по результатам исследования стали 08Х18Н10Т
9.6. Структурно-фазовое состояние стали, обработанной токовыми импульсами на промежуточной стадии усталостного нагружения
9.7. Структура стали, разрушенной в условиях промежуточного импульсного токового воздействия
9.8. Эволюция пакета мартенсита в условиях усталостного нагружения
Заключение но результатам исследования стали 60ГС2
231
233
238
243
251
266
273
277
277
277
277
279
279
282
286
292
298
304
310
314
322
5
10. Эволюция структуры и фазового состава стали У7А, подвергнутой 325 обработке сильноточным электронным пучком
Введение 325
10.1. Структурно-фазовое состояние стали перед облучением 328
10.2.Структура стали У7А, закаленной с печного нагрева 329
10.3. Структурно-фазовое состояние, формирующееся в стали при высоких и сверхвысоких скоростях охлаждения 335
10.3.1. Высокие скорости охлаждения (V3 = (2,5-70)-104 К/с) 335
10.3.2. Сверхвысокие скорости охлаждения (V3 > 10' К/с) 337
10.4. Структура стали У7А в «пятне» электронно-лучевого воздействия 341
10.5. Структурно-фазовый градиент, формирующийся в зоне термического влияния 348
10.5.1. Эволюция мартенситной структуры 348
10.5.2 Эволюция структуры глобулярного перлита 358
Заключение 365
11. Закономерности и механизмы формирования градиентных структурно-фазовых состояний в сплавах на основе железа 367
Введение 367
11.1.Методы формирования градиентной структуры, включенные в объем настоящей работы 367
11.2. Фазовые и структурные возможности проявления градиента в стали * 371
11.2.1 .Градиент фазового состава. Обработка стали импульсным сильноточным электронным пучком микросекундной длительности воздействия 371
11.2.2.Градиент зеренной структуры. Многоцикловые усталостные испытания аустенитной стали 374
11.2.3. Роль токового воздействия в изменении градиента характеристик тонкой структуры при малоцикловой усталости 377
11.2.4.Градиент внутризеренной структуры. Усталостные испытания предварительно закаленной ферритной стали 379
11.3. Структурно-масштабные уровни проявления градиента 383
11.3.1 .Макромасштабный уровень 385
11.3.2.Мезомасштабный уровень. Структуры цементации стати 386
11.3.3.Микромасштабный уровень. Эволюция структуры глобулярного перлита при электронно-пучковой обработке стали 388
6
11.3.4. Субмикро- и наномасштабный уровень формирования градиента. Разрушение колоний пластинчатого перлита при пластической деформации стали прокатом 392
11.4. Непрерывные, дискретные, смешанные градиенты, формирующиеся в сплавах на основе железа 395
11.4.1. Непрерывные градиенты 395
11.4.2. Дискретные градиенты 399
11.4.3. Смешанные градиенты 401
11.5. Объемные и поверхностные градиенты, формирующиеся в сплавах на основе железа 404
11.5.1. Объемные градиенты 405
11.5.2.Объемно-поверхностные градиенты 412
11.5.3. Поверхностные градиенты 414
11.6. Закономерности проявления фадиента в сплавах на основе железа 418
11.6.1.1 радиент фазового состава 419
11.6.2. Г радиент размеров зеренной структуры 421
11.6.3. Градиент морфологии структуры перлита 425
11.6.4. Градиент морфологии и размеров частиц второй фазы 427
11.6.5. Г радиент дислокационной субструктуры 425
11.6.6. Градиент дальнодействующих полей напряжений 432
Основные результаты и выводы 438
Список литерату ры 447
7
Введение
В современных условиях требования к свойствам конструкционных материалов становятся все более жесткими. Особенно это касается материалов аэрокосмической техники, энергетики и других отраслей, отличающихся крайне неблагоприятными, экстремальными условиями эксплуатации ответственных деталей, элементов конструкций и агрегатов. Еще совсем недавно широко распространенное обязательное требование однородности структуры (почти любого изделия независимо от условий эксплуатации и характера нагрузки) представлялось очевидным и обоснованным. Однако во многих случаях наличие градиентной структуры позволяет материалу приобрести новые, ранее неизвестные свойства. Поэтому закономерен все возрастающий интерес к композиционным материалам и металлам с градиентной структурой (ГС). В последние г оды сформировалось и продолжает бурно развиваться новое научное направление - исследование градиентных структурно-фазовых состояний (ГСФС) в твердых телах [1].
Градиентные структуры могут формироваться как в объеме (объемные ГС' или ГСФС), так и на поверхности (поверхностные ГС или ГСФС) материала. К объемным относятся: сварные швы; диффузионные и ударновзрывные соединения; продукты самораспространяющегося
высокотемпературного синтеза; зоны локализации деформации.
К поверхностным следует отнести ГС: возникшие при трении или окислении; сформировавшиеся в результате насыщения поверхности различными элементами внедрения (цементация, азотирование, борирование и т.д.) или элементами замещения (золочение, серебрение, хромирование, никелирование и т.д.); возникшие в результате поверхностного наклепа или других методов механического упрочнения поверхности; сформировавшиеся в результате ультразвуковой обработки поверхности; возникшие после воздействия ударных волн, электронных пучков, мощных ионных пучков, интенсивных плазменных потоков, вследствие лазерного воздействия или воздействия мощным СВЧ-излучением, а также в плазме газового разряда; сформировавшиеся в результате магнетронного напыления. Градиентные структуры возникают не только в результате различных видов воздействия на поверхность материала, но и при объемных способах обработки материала, например, при ковке, прокатке, волочении, штамповке и пр. Причем степень распространения градиентных структур в этом случае может быть даже больше, чем при поверхностном воздействии. Отметим, что при прокатке
8
градиентные структуры возникают как в прокатываемом материале, так и в валках прокатного стана.
В этих структурах по мере удаления от поверхности изменяются такие характеристики, как фазовый состав, плотность дефектов и их организация (субструктура), размеры ячеек, фрагментов, субзерен и зерен. Одновременно в том же направлении изменяется концентрация легирующих элементов и примесей. По мере удаления от поверхности меняются температурноскоростные условия фазовых превращений и, соответственно, степень завершенности этих превращений. При этом должны меняться эксплуатационные технологические характеристики такие, как твердость и прочность, пластичность и коррозионная стойкость, внутренние напряжения и плотность трещин и пр. Изменение их с расстоянием от поверхности может подчиняться различным законам, которые являются, как правило, следствием нелинейного поведения системы. Для нелинейных систем типичными являются градиентные структуры, в которых с расстоянием от поверхности могут изменяться не только величина градиента, но и его знак.
Необходимо отметить, что, несмотря на интенсивное изучение градиентных структур, представления о процессах их формирования и эволюции описаны недостаточно, а соответствующее научное направление находится на стадии интенсивного накопления и осмысления фактического (экспериментального) и теоретического материала. Такое обстоятельство сдерживает разработку и внедрение новых современных технологий. В связи с этим установление закономерностей и механизмов формирования градиентных структурно-фазовых состояний в сталях различных структурных классов и назначения определяет актуальность и перспективность исследований по данному направлению.
Сказанное определяет актуальность выполненного исследования.
Цель работы: выявление закономерностей и механизмов формирования градиентных структурно - фазовых состояний на разных структурных и масштабных уровнях в сталях различных структурных классов после различных видов воздействия.
Реализации данной цели потребовала решения следующих задач:
1) исследование структурно-фазовых состояний, формирующихся в стали 9ХФ, подвергнутой цементации и деформации в процессе прокатки, и 9Х2ФМ, деформированной в результате ударного воздействия; выявление градиента характеристик, описывающих состояние материала в процессе структурных и фазовых изменений,
9
2) выявление градиента структурно-фазовых характеристик и установление закономерностей и механизмов формирования и эволюции зеренной и субзеренной структур, инициированных процессами многоцикловой (сталь 08Х18Н10Т и сталь 60ГС2) и малоцикловой усталости (08X18111 ОТ), а также в процессе усталости с импульсным токовым воздействием,
3) исследование структурно-фазовых преобразований,
инициированных процессом закалки из жидкого состояния (спиннингования) сплава Ре - (29-К32) %Ъ\\, выявление градиентной структуры материала и установление взаимосвязи между структурно-фазовым составом и механическими свойствами,
4) исследование структурно-фазовых превращений и выявление закономерностей, определяющих формирование структурно-фазового градиента в стали У7Л в условиях воздействия низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком,
5) исследование структурно-фазовых состояний сварных соединений стали 09Г2С и установление закономерностей градиента структурно-фазовых характеристик металла в зависимости от метода, способа, режима изготовления и сроков эксплуатации сварного шва,
6) сравнительный анализ закономерностей и механизмов формирования градиентных структурно-фазовых состояний в сталях различных классов на различных макро-, мсзо-, микро-, и наноскопическом структурных и масштабных уровнях.
Научная новизна работы определяется следующими результатами, полученными впервые на момент их опубликования.
1. Установлен градиентный и изучен стадийный характер формирования структуры, фазового состава, дальнодействующих полей напряжений, возникающих при ударном воздействии и деформации при прокатке. Обнаружен для данных материалов градиент скалярной плотности дислокаций, кривизны-кручения кристаллической решетки и внутренних полей напряжений феррита, среднего размера фрагментов, локального фазового состава материалов. Исследован градиент среднего значения, пластической и упругой составляющих кривизны-кручения кристаллической решетки и внутренних полей напряжений. Двухстадийная фрагментация пластинчатого перлита, выявленная на взаимосвязанных нано-, субмикро-, микро-, мезо- и макромасштабных уровнях, включает в себя: первичную фрагментацию, развивающуюся в результате дислокационного сдвига, накопления дислокаций в а - фазе перлитных колоний и образования поперечных дислокационных
10
субграниц и являющаяся чисто дислокационным процессом, вторичную фрагментацию, состоящую в появлении, дополнительно к поперечным, продольных субграниц фрагментов и в разрушении пластин перлита в результате взаимодействия дислокаций с частицами цементита и углерода.
2. Выявлен усталостно-индуцированный градиент структурнофазовых характеристик состояний, формирующихся при мало- и многоцикловой усталости по непрерывной схеме и с промежуточным импульсным токовым воздействием в сталях со структурой аустенита и мартенсита. На макро-, мезо-, микро-, и наноструктурных уровнях показан градиентный характер изменения средних поперечных и продольных размеров зерен; коэффициента анизотропии; величины угла рассеяния вектора структурной текстуры; размеров карбидной и углеродной строчечности; средней и парциальной скалярной плотности дислокаций; кривизны-кручения кристаллической решетки; линейной плотности пластин г-мартенсита, микротрещин, изгибных экстинкционных контуров, средних размеров частиц карбида ТЮ; объемной доли структуры, содержащей микродвойники термического и деформационного происхождения. Установлены механизмы формирования градиентного строения и элсктропластификации сталей.
3. Установлен макро- и микроградиентный характер микрокристаллических структур сплавов Ре - (29-32)% N1, полученных спиннингованием. Формирование градиента массовой доли легирующего элемента замещения на макроуровне является главной причиной неоднородного протекания мартенситного превращения в областях, прилегающих к контактной и свободной поверхности, и существенно сказывается на механических свойствах быстрозакаленных сплавов.
4. Установлен градиент характеристик (скалярной плотности дислокаций, кривизны-кручения кристаллической решетки структурных составляющих, величины внутренних полей напряжений, фазового состава) структурно-фазовых состояний в стапи 9ХФ, подвергнутой газовой цементации, обусловливающий зонное расположение упрочненных и неупрочненных областей материала. В каждой из них выявлены сложные механизмы упрочнения. В наружной диффузионной зоне высокие поля напряжений и наличие трещин указывают на релаксацию напряжений путем трещинообразования. В промежуточной зоне действует механизм у—>а превращения, при котором дальнодействующие поля минимальны и высоки значения скалярной плотности дислокаций. Переходная зона характеризуется высокой прочностью благодаря высоким значениям плотности дефектов и
11
пластичностью благодаря характеру дислокационной структуры, а также высокими значения дальнодействующих полей напряжений, локально достигающих 2/5 своих значений в зоне реакционной диффузии.
5. Проведены детальные исследования зеренной структуры, дефектной субструктуры и фазового состава сварного шва стали 09Г2С. Установлено, что независимо от метода (элекгрошлаковый и электродуговой), режима (автоматический и ручной) и способа исполнения (горизонтальный и вертикальный) сварного шва в его объеме формируется градиентная структура, признаками которой являются: градиент размеров и объемной доли зерен феррита медленной и быстрой кристаллизации, градиент скалярной плотности дислокаций, градиент кривизны-кручения кристаллической решетки структурных составляющих стали. Установлено, что источниками дальнодействующих полей напряжений для стали являются: межфазные и внутрифазные границы раздела феррит/цементит и несовместность пластической деформации соседних зерен и упруго-пластической деформации ферритных и цементитных пластин перлитных колоний. Выявлены механизмы релаксации внутренних напряжений в структуре сварного шва - зарождение и развитие микротрещин и локальная пластическая деформация.
6. Выявлены закономерности структурных и фазовых превращений, протекающих в углеродистой стали У7А, обработанной интенсивным электронным пучком, на поверхности и в приповерхностном слое толщиной 0,2 - 0,5 мкм, в результате реализации механизмов жидкофазного (плавление материала в центре электронно-пучкового воздействия) и твердофазного (а —» у —> а превращения в зоне термического влияния) механизмов. Установлено, что по мере приближения к центру электронно-пучкового воздействия преобразование мартенсита закалки исходного состояния сопровождается формированием градиентной структуры макро- и микромасштабного уровней, определяемой полем градиента температур и характерной для разных стадий распада твердого раствора на основе а-фазы и преобразования дислокационной субструктуры: фрагментация и диспергирование кристаллов, формирование субзерен и зерен рекристаллизации, снижение значений скалярной плотности дислокаций в сетчатой дислокационной субструктуре, растворение частиц исходного глобулярного цементита с формированием переходных слоев толщиной 100 - 200 нм сложной структуры и фазового состава.
7. Установлены общие закономерности формирования градиентных структурно-фазовых состояний в сталях различных структурных классов, подвергнутых различным видам воздействия. Выявлен градиент структурно-
12
фазовых характеристик, описывающих состояния исследованных материалов на макро-, мезо-, микро- и наноскопических структурно-масштабных уровнях.
Научная и практическая значимость результатов работы заключается в том, что на основе установленных закономерностей формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний в сталях на различных масштабных уровнях:
1) классифицированы источники дальнодействующих полей напряжений и установлен уровень локальных внутренних напряжений зарождения микротрещин при прокатке и ударных нагрузках в сталях 9ХФ и 9Х2ФМ, составляющий (1,3-1,8) ав, а также сопоставлены ему максимально допустимые деформации: smax=0,7 - при прокатке и 8тах=5,7 при ударном нагружении,
2) диагностированы места зарождения и развития микротрещин, экстремальные точки в поведении материала и установлен пластифицирующий эффект электростимулирования, обеспечивающий существенное (~ в 1,5-1,7 раза) увеличение усталостной долговечности сталей 08Х18Н10Т (аустснитиая структура) и 60ГС2 (мартенситная структура), при экспериментальном выборе параметров воздействия импульсным электрическим током на промежуточной точно контролируемой стадии усталостного нагружения,
3) на основе выявленного микро- и макроградиенгного характера микрокристаллической структуры быстрозакаленного сплава Fe - (29-32)% Ni установлена взаимосвязь механических характеристик с механизмами быстрой кристаллизации и атермического мартенситного превращения,
4) предложены оптимальные режимы химико-термической обработки стали 9ХФ, способствующие достижению коррозионных и прочностных свойств поверхностных слоев с повышенными эксплуатационными и технологическими характеристиками материала,
5) спрогнозировано поведение толстых сварных швов кожухов доменной печи в ходе эксплуатации в течение 3-х и 16-ти лет в зависимости от целенаправленного выбора метода, режима сварки и способа исполнения шва. Сопоставлены морфология формирующихся структур и качественные показатели сварного шва в зависимости от способа сварки и отдано предпочтение электродуговому ручному способу с вертикальным исполнением шва перед электрошлаковым автоматическим с горизонтальным исполнением шва,
6) создан банк данных по эволюции фазового состава и дефектной субструктуры стали У7А, позволивший в условиях импульсной электронно-
13
пучковой обработки выявить физический механизм формирования градиента структуры и фазового состава при переходе от зоны воздействия пучка к зоне термического влияния в зависимости от градиента температур, а также концентраторы напряжений при таком энергетическом воздействии.
Достоверность выдвигаемых на защиту научных положений и полученных результатов, обоснованность и правомерность представленных выводов обеспечиваются на основе систематизации экспериментальных данных, комплексным подходом к решению поставленных задач с использованием широко применяемых материалов, современных методов физического материаловедения, широким применением статистических методов обработки и представления результатов экспериментов в их взаимосвязи с известными закономерностями, фактами и результатами других авторов.
Личный вклад автора состоит в формулировании цели, постановке задач исследования, выводов и положений, выносимых па защиту; в проведении усталостных испытаний на образцах из сталей различных структурных классов; в обработке и интерпретации результатов оптических, электронно-микроскопических и рентгенографических исследований; в выявлении и представлении закономерностей, механизмов формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний в сплавах на основе железа, а также в проведении обобщенного анализа экспериментальных результатов. Идеи и научные разработки, результаты научных исследований, изложенные в настоящей диссертации, являются итогом коллективной научной работы в рамках научных школ металлофизиков (ТГАСУ, г.'Томск, проф. Козлов Э.В., проф. Конева H.A., Иванов Ю.Ф.; СибГИУ, г.Новокузнецк, проф. Громов В.E.). Они были получены лично автором, под его непосредственным руководством аспирантами и соискателями, либо при его консультативном участии и опубликованы в открытой печати в соавторстве с доктором физико математических наук, профессором В. Е. Г ромовым (главы 3 - 11), доктором физико - математических наук, профессором Э. В. Козловым (главы 3 - 11), доктором физико - математических наук, профессором Н. А. Коневой (главы 5, 9), кандидатом технических наук, с.н.с. Н. А. Поповой (главы 3 - 9), доктором физико - математических наук, доцентом, в.н.с. Ю. Ф. Ивановым (главы 3 - 11), доктором физико - математических наук, профессором А. М. Глезером (глава 6), кандидатом технических наук С. Г. Жулейкиным (главы 3, 4, 7), кандидатом технических наук В. П. Гагаузом (глава 8), кандидатом технических наук, доцентом М. П. Ивахиным, кандидатом технических наук,
14
доцентом С. В. Коноваловым и кандидатом технических наук С. В. Воробьевым (главы 5, 9), а также в соавторстве и в результате работы с другими коллегами, в разное время занимавшимися научной работой на кафедрах физики СибГИУ и ТГАСУ, что подтверждается литературными ссылками на источники из перечня библиографического списка диссертации.
Настоящая работа проводилась в соответствии с фантом Президента РФ по поддержке молодых российских ученых-кандидатов наук и их научных руководителей (шифр МК-3830.2004.8); с профаммой фундаментальных исследований «Повышение надежности систем: «машина-человек-среда» АН СССР на 1989-2000 г.г.; Федеральной профаммой «Интеграция» на 1997-2002 г.г. (направление 1.4. проект П0043 «Фундаментальные проблемы материаловедения и современные технологии»); Федеральной целевой программой «Интеграция» на 2002-2006 г.г.; грантами Министерства
образования РФ по фундаментальным проблемам металлургии 1998-2001 г.г. и 1996-2004 г.г.; грантом Российского фонда фундаментальных исследований на 2005-2007 г.г.; региональной научно-технической программой «Кузбасс» (1997-2000г.г.); ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009-2013г.» (госконтракт П332); темами ФГБОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет» и ФГБОУ ВПО «Томский государственный архитектурно-строительный университет».
Основные положения, выносимые на защиту.
1 ).Совокупность характеристик, описывающих градиентное структурнофазовое состояние стали. Данные о типах структурно-фазовых градиентов, формирующихся в объеме и в поверхностных слоях сплавов на основе железа.
2).Совокупность экспериментальных результатов, полученных при исследовании структурно-фазовых состояний в сталях У7А (перлитная структура), 09Г2С (феррито-перлитная структура), 9ХФ (перлитная структура), 9Х2ФМ (перлитная структура), 08Х18Н10Т (аустенитная структура), 60ГС2 (мартснситная структура) и сплаве Ре - (29-32) % N1.
3).Закономерности изменения характеристик зеренно-субзеренной и дефектной структур, фазового состава и внутренних полей напряжений, выявленные при анализе фадиентных структурно-фазовых состояний в сталях различных структурных классов при различных видах воздействий.
4).Механизмы формирования градиентных сгруктурно-фазовых состояний, реализующиеся в сталях, подвергнутых внешним воздействиям.
5).Структурно-масштабные макро-, мезо-, микро- и наноскопические уровни проявления градиента структурно-фазовых характеристик,
15
реализующиеся в сталях, подвергнутых различным видам внешнего воздействия.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих научных семинарах, симпозиумах, конференциях: научном семинаре кафедры материаловедения в машиностроении Новосибирского государственного технического университета (5 мая 2011 г., проф. A.A. Батаев), научном семинаре физико-технического института Гольяттинского государственного университета (17 мая 2011 г., проф. A.A. Викарчук); Всероссийской конференции молодых ученых «Физическая мезомеханика материалов», г. Томск, 2000 г., 2001 г.; Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности», г. Киев (Украина), 2001 г., г. Санкт - Петербург, 2001 г., г. Москва, 2004 г., г. Вологда, 2005 г., г. Витебск (Беларусь), 2000 г., 2007 г., 2010 г.; «Euro met 2000: European metallographic conference and exhibition», Germany, 2000 r.; «Junior euromat 2000: curopian conference», Switzerland, 2000 г.; IV Международном семинаре им В.A. Лихачева «Современные проблемы прочности», г.Великий Новгород, 2000 г., 2003 г.; X International metallurgical and materials conference «Metal-2001», Чехия, 2001 г.; New materials and technologies in XXl-nd centure: proceethings of the sixth Sino-Russian international symposium on new materials and technologies, Китай, 2001 r.; «Progress in metallography: special edition of the practical metallography», Германия, 2001 г.; Межгосударственном семинаре
«Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», г. Обнинск, 2001 г., 2005 г.; Бернштейновских чтениях «Термомеханическая обработка металлических материалов», г.Москва, 2001 г.; Международном семинаре «Мезоструктура. Вопросы материаловедения», г. Санкт - Петербург, 2001 г.; IX Международном семинаре «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», г. Екатеринбург, 2002
г.; I Евразийской научно-практической конференции «11рочносгь неоднородных структур», г. Москва, 2002 г.; Петербургских чтениях по проблемам прочности, г. Санкт - Петербург, 2002 г., 2003 г., г. Томск, г. Санкт-Петербург, 2005 г.; г. Санкт - Петербург, 2010 г.; Всероссийской конференции, посвященной 100-летию со дня рождения академика Г.В.Курдюмова «Дефекты структуры и прочность кристаллов», г. Черноголовка, 2002 г., 2010 г.; The 2-d Russia-Chineese school-seminar fundamental problems and modern technologies of material science (FP.MTMS), г. Барнаул, 2002 г.; Ill Международной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений», г.Тамбов, 2003 г.; XV Международной конференции «Физика
16
прочности и пластичности материалов», г.Тольятти, 2003 г.; 2-nd International conference and exhibition on new developments in metallurgical process technology, Riva del Garda, Италия, 2004 г.; Metal - 2004: 13 - th International metallurgical and materials conference, Чехия, 2004г.; Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур. Прост - 2004», г. Москва, 2004 г.; «Euromat 2005. The biennial meeting of the Federation of European materials societies (FEMS)», г. Прага, Чехия, 2005 г.; IV Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов», г. Черноголовка, 2006 г.; XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», г. Тольятти, 2006г.; Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов», г.Самара, 2006 г., 2009 г.; IX Российско-Китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии», г. Астрахань, 2007 г.; XI международной конференции «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов «ДСМСМС-2008», г. Екатеринбург, 2008 г.; Всероссийской научно-технической конференции к 125-летию со дня рождения И.П.Бардина «Научное наследие И.П.Бардина», г. Новокузнецк, 2009 г.
Публикации. Но теме диссертации опубликованы 8 монографий, включая главы монографий, 52 научных статьи, из них 39 в рецензируемых изданиях перечня ВАК Минобрнауки РФ, а также другие статьи и труды конференций.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 11 глав, основных результатов и выводов, изложена на 470 страницах, иллюстрирована 264 рисунками, содержит 40 таблиц и библиографический список из 280 наименований.
Автор считает своим приятным долгом выразить огромную благодарность и искреннюю признательность своим учителям, с которыми на протяжении 10 лет проводилась огромная научно-исследовательская работа, которые создавали безупречную комфортную творческую атмосферу для генерации и реализации научных мыслей и идей: д.ф.-м.н., профессору, Заслуженному деятелю науки РФ В.Е.Громову (СибГИУ), д.ф.-м.н., профессору Э.В.Козлову (ТГАСУ), д.ф.-м.н., профессору, Заслуженному деятелю науки РФ Н.А.Коневой (ТГАСУ), д.ф.-м.н., профессору Ю.Ф.Иванову (ИСЭ СО РАН), к.т.и., с.н.с. Н.А.Поповой (ТГАСУ). Автор благодарен за внимание при обсуждении результатов коллегам но кафедре физики СибГ ИУ -
д.т.н., профессору Е.А.Будовских, к.т.н., доценту С.В.Коновалову, к.т.н., доценту Р.А.Филипьеву, к.т.н. Д.В.Загуляеву, С.А.Невскому, д.т.н., профессору кафедры высшей математики СибГИУ В.И. Базайкину и другим, со стороны которых автор испытывал дорожелательное отношение и которым выражает искреннюю благодарность.
17
Глава 1. ГРАДИЕНТНЫЕ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ СОСТОЯНИЯ В ТВЕРДЫХ ТЕЛАХ И ГРАДИЕНТНЫЕ МАТЕРИАЛЫ
1.1 .Понятие о градиентных структурах
Еще совсем недавно широко распространенное обязательное требование однородности структуры (почти любого изделия независимо от условий эксплуатации и характера нагрузки) представлялось очевидным и обоснованным. Однако во многих случаях наличие градиентной структуры позволяет материалу приобрести новые, ранее неизвестные свойства.
Термин «градиентные структуры» возник во второй половине XX века, когда началось интенсивное количественное изучение таких структур. Оно стало возможным благодаря развитию специальных методов
дифракционной электронной микроскопии. Появились количественные данные электронных микроскопических измерений структурных и фазовых
характеристик материала, закономерно меняющихся в объеме и на поверхности. Новейшие мегоды электронной микроскопии и локального рентгеновского анализа, включая метод прямого разрешения кристаллической решетки, а также специально развитые ядерно-физические методы
(электронная спектроскопия и вторичная ионная масс-спектроскопия) позволяют детально описывать фадиентные структуры, как протяженные, так и субмикронные. Список ныне измеряемых характеристик достаточно велик и многообразен [1-31.
Градиентными будем называть такие структуры, в которых вдоль некоторого направления изменяются одна или несколько структурно-фазовых характеристик. Таковыми могут быть, во - первых, физико-механические свойства (микротвердость, износостойкость, коррозионная стойкость и др.)» во_ вторых, размеры структурных элементов (зерен, ДСС, частиц второй фазы), в-третьих, характеристики структуры (концентрация вторых элементов, параметры кристаллической решетки матрицы, скапярная и избыточная плотности дислокаций, амплитуда дальнодействующих полей напряжений, степень разориентации элементов субструктуры и др.), в-четвертых, характеристики фазового состава (объемная доля частиц вторых фаз, продуктов полиморфного превращения и др.). В зависимости от их характера изменения градиентные структуры делятся на непрерывные (плавное, монотонное изменение характеристик), дискретные (скачкообразное изменение характеристик) или смешанные (оба случая одновременно). При этом надо иметь в виду, что характеристики могут не только возрастать или убывать, но и
колебаться. В зависимости от масштаба, на котором реализуются переменные характеристики (макро-, мезо- или микрообъемы), градиентные структуры подразделяются на протяженные (от миллиметров и более), локализованные (около сотен нанометров) и субмикроскопические (несколько нанометров). По характеру своего возникновения градиентные структуры могут быть естественными (природными) и искусственными (созданными в ходе технической деятельности). Большинство используемых в технике градиентных структур - искусственные. Градиентные структуры делятся на два больших класса в зависимости от их расположения в объеме материала: объемные и поверхностные. Типов поверхностных градиентных структур значительно больше. К ним следует отнести следующие структуры:
-возникшие при трении или окислении;
-сформировавшиеся в результате насыщения поверхности различными элементами внедрения (цементация, азотирование, борирование и т.д.) или элементами замещения (золочение, серебрение, хромирование, никелирование и т.д.);
-возникшие в результате поверхностного наклепа или других методов механического упрочнения поверхности;
-сформировавшиеся в результате ультразвуковой обработки поверхности;
-отвечающие различным видам однослойных и многослойных покрытий;
-возникшие после воздействия ударных волн, электронных пучков, мощных ионных пучков, интенсивных плазменных потоков;
-возникшие вследствие лазерного воздействия или воздействия мощным СВЧ-излучением, а также в плазме газового разряда;
-сформировавшиеся в результате ионной имплантации или магнетронного напыления.
В этих структурах по мере удаления от поверхности изменяются такие характеристики, как плотность дефектов и их организация (субструктура), размеры ячеек, фрагментов, субзерен и зерен. Одновременно в том же направлении изменяется концентрация легирующих элементов и примесей. По мере удаления от поверхности меняются температурно-скоростные условия фазовых превращений и, соответственно, степень завершенности этих превращений. Так, поверхностное легирование и нанесение покрытий кардинально меняет структуру поверхностных слоев, создавая диффузионные зоны и зоны термического влияния.
19
Своеобразные неоднородности структуры создаются при поверхностной коррозии. Изменение химического состава может повлечь за собой соседство принципиально разных структур, например, зеренных. В таких структурах может сильно меняться тип фазовых составляющих, список присутствующих фаз и их морфология [4].
В градиентных структурах по мере удаления от поверхности изменяются концентрация дефектов и фазовый состав. При этом должны меняться эксплуатационные технологические характеристики такие, как твердость и прочность, пластичность и коррозионная стойкость, внутренние напряжения и плотность трещин и пр. Изменение их с расстоянием от поверхности может подчиняться различным законам, которые являются, как правило, следствием нелинейного поведения системы. Для нелинейных систем типичными являются градиентные структуры, в которых с расстоянием от поверхности мо!ут изменяться не только величина градиента, но и его знак.
К объемным относятся:
-сварные швы;
-диффузионные соединения;
-ударно-взрывные соединения;
-продукты самораспространяющегося высокотемпературного синтеза; -зоны локализации деформации.
Последний вид менее известен. К нему относятся случаи фрагментации деформации, особенно зоны вблизи захватов образцов, каналы высокотемпературной деформации, бсздислокационныс зоны и т.д. Эти структуры расположены внутри изделий.
Градиентные структуры возникают не только в результате различных видов воздействия на поверхность материала. Они возникают также при объемных способах обработки материала, например, при ковке, прокатке, волочении, штамповке и пр. Причем степень распространения градиентных структур в этом случае может быть даже больше, чем при поверхностном воздействии. Отметим, что при прокатке градиентные структуры возникают как в прокатываемом материале, так и в валках прокатного стана.
При объемных способах обработки создается неоднородное напряженное состояние. Неоднородность по напряжению влечет за собой неоднородность по деформации и, соответственно, сжатые и растянутые участки материала и различную степень деформации в них. Вследствие внешнего подогрева или охлаждения и внутреннего выделения тепла, обусловленного работой деформации, деформируемый материал оказывается в
20
неоднородных внутренних полях. Совокупность неоднородных температурносиловых и деформационных характеристик обеспечивает неоднородную плотность дефектов, различные размеры субструктурных образований и различные типы субструктур. Все это приводит к образованию микро- и макросегрегаций, концентрационных слоев и структур с градиентом концентрации. Вследствие этого возникают различные фазы в различных участках материала.
Интенсивные пластические деформации даже в достаточно однородных условиях вследствие локально неоднородных процессов самоорганизации субструктуры приводят к неоднородной субструктуре, а, следовательно, и к неоднородному упрочнению и разупрочнению. В результате усиливается локализация деформации вплоть до возникновения каналов деформации. Образование градиентных структур начинается с микроуровня. Одним из основных механизмов их образования является восходящая диффузия крупных атомов замещения и особенно элементов внедрения из сжатых объёмов материала в растянутые, а мелких атомов замещения и вакансий — в сжатые из растянутых. Большую роль играет взаимодействие дефектов с примесями и легирующими элементами. Внедренные атомы скапливаются на вакансиях, ядрах дислокаций, в их атмосферах, на субграницах, вблизи дислокационных зарядов, на границах зерен, микропорах и трещинах. Движущиеся дислокации в своих ядрах могут переносить элементы внедрения на большие расстояния. Мигрирующие субграиицы и границы зерен могут интенсивно переносить элементы замещения и внедрения и даже частицы других фаз на значительные расстояния. Значительна роль движущихся межфазных границ в перенесении примесей внедрения. В условиях интенсивной локализации деформации, высокой динамической плотности дефектов, больших локальных градиентов температуры и напряжения при протекании субструктурных и фазовых превращений активизируется большинство механизмов аномального массопереноса. В этих условиях скорости массопереноса возрастают на много порядков по сравнению со скоростями обычной диффузии.
Одним из путей повышения свойств сталей и сплавов может быть создание крупномасштабных градиентных структурно-фазовых состояний в объеме материала [5]. Таким фадиентам будет сопутствовать чередование высокопрочных и высокопластичных объемов, приводящих к увеличению конструкционной прочности изделия.
Создание фадиентов возможно в условиях различного типа дифференцированных обработок, когда механическое воздействие и (или)
21
тепловое поле распределяются неравномерно по объему заготовки, а локализуются в ее отдельных слоях.
Выполненные исследования на сталях 12Х10Г10, 40Х14АТ12Ф2, 15Х13АГ12МД2Ф показали, что выбором рациональных методов дифференцированной обработки можно в широких пределах изменять структуру и свойства материалов [5].
Физическая природа упрочнения металла под действием пучков энергии связана с изменением структурного состояния поверхностных слоев и последующего охлаждения. Образующиеся структуры закалочного типа (мартенсит, бейнит) обладают высокой твердостью и износостойкостью [6, 7]. Однако при этом может ослабляться сопротивление стали хрупкому разрушению.
Эффективность работы поверхностно упрочненного изделия определяется многими факторами, основными из которых являются: прочность и твердость упрочненной зоны, однородность структуры и свойств, высокое сопротивление разрушению, в основном зарождению трешины.
На поверхности рельсов в процессе их эксплуатации образуется слоистая структура, состоящая из двух слоев - "белого" и слоя деформированного перлита [8]. Структура "белого слоя" является ультрамелкозернистой со средним размером зерен феррита 200 нм, в нем полностью разрушен исходный цементитный каркас, частицы цементита имеют размеры порядка 10-50 нм. Обнаружена очень высокая твердость "белого слоя", достигающая 10-12 ГПа, природа которой обусловлена наличием ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры, а также действием твердорастворного и дисперсного механизмов упрочнения.
Сочетание методов комплексного легировании и термомеханической обработки позволяет в широких пределах варьировать уровень прочности ов современных мартенситно-стареющих сталей (МСС) от 1500 до 2500 МПа. Однако, несмотря на преимущество данных сталей в конструктивной прочности по сравнению с высокопрочными углеродистыми сталями, интенсивное упрочнение МСС также сопровождается увеличением их склонности к хрупкому разрушению [9].
В качестве эффективного метода повышения вязкости и трещиностойкости высокопрочных МСС, работающих в сложных температурно-силовых условиях (низкие температуры, динамические нагрузки, трехосное напряженное состояние), рассматривается введение в структуру регламентированной доли (до 25%) аустенитной составляющей. При этом
22
положительное влияние аустенитной фазы на сопротивление разрушению связывается не только с ее пластифицирующим действием в результате образования вязких пленочных прослоек аустенита по границам мартенситных пакетов, но и с развитием деформационного у—*а превращения как в процессе предварительной обработки, так и непосредственно при проведении испытаний на трещиностойкость по аналогии с ТК1Р сталями.
После гермомеханической обработки (ТМО) с прерванной закалкой или двухстадийным охлаждением в сечении образца между поверхностным слоем и центральной зоной образуется переходная зона.
В процессе прерванной закалки в переходной зоне происходит измельчение феррито-перлитной структуры или образование продуктов полиморфного бездиффузионного превращения со структурноморфологическими особенностями мартенсита. После ТМО с двухстадийным охлаждением в поперечном сечении образца из стали 35 наблюдается структурная неоднородность — слоистое строение материала.
Формирование микроструктуры переходной зоны при ТМО с прерванной закалкой и структурной неоднородности по сечению при ТМО с двухстадийным охлаждением связано с повышением устойчивости аустенита и перераспределением углерода между его отдельными слоями под воздействием фазовых напряжений и их концентрацией на границе раздела у—+а -твердых растворов [10].
Лазерная закалка приводит к формированию поверхностных закаленных слоев с мелкодисперсной структурой, микротвердость которых превышает даже микротвердость стали после её объемной термообработки. Это обусловливает повышение износостойкости поверхности при трении скольжения и в тем большей степени, чем больше ее микротвсрдость. Изнашивание носит усталостный характер вне зависимости от исходного состояния поверхности стали. В процессе изнашивания формируются наклепанные слои в зоне Сен-Венана, микротвердость которых не зависит от исходной микротвердости поверхности и определяется энергией пластической деформации.
При лазерном оплавлении (ЛО) технического железа предел текучести его упрочненного слоя увеличивался более чем в 3 раза, что сравнимо с упрочнением от фазового наклепа или с деформационным упрочнением с высокими степенями обжатия.
Прирост а0.2 определялся в основном повышением плотности дислокаций и измельчением структуры, причем первый фактор являлся более
23
сильным. С глубиной обработанного слоя предел текучести и микротвердость изменялись но немонотонным кривым с максимумом на глубине 60-70 мкм в соответствии с изменением плотности дислокаций. Эти закономерности необходимо учитывать при оптимизации условий ЛО на основе учета особенностей фазового и структурного состояния различных марок сталей [11].
В заключение необходимо отметить, что физические представления о градиентных структурах интенсивно развиваются. Проблемам исследования градиентных структур посвящены многочисленные конференции, издаются сборники трудов, выходят оригинальные монографии [2,3].
Следует также отметить, что физическая природа процессов формирования и эволюции градиентных структурно-фазовых состояний изучена недостаточно и это обстоятельство сдерживает разработку и внедрение новых современных технологий, поэтому актуальность и перспективность исследований по данному направлению очевидны.
1.2. Функциональные градиентные материалы
В настоящие годы во многих областях техники возникла задача создания функциональных структур материалов с высокими степенью релаксации термических напряжений, сопротивлением окислению и термическому удару, что потребовало получить сочетание различных свойств в определенной анизотропии структуры материала. Для решения этих задач во многих странах ведутся работы по созданию таких материалов [12-16], получивших название "функциональные градиентные материалы" (ФГМ).
ФГМ в общем случае представляют материал, характеризующийся заданным распределением состава, структурьI или свойств по объему; они отличаются от изотропных материалов наличием градиента структуры и свойств (твердости, плотности, теплопроводности). Эти градиенты создают при использовании специальных процессов и количественно контролируют с целью существенно улучшить свойства конечного изделия [17].
Первоначальной задачей было создание материалов и структур, способных противостоять термическим напряжениям в условиях космоса, однако, эта концепция была существенно расширена на создание комбинаций различных материалов без четкой границы раздела между ними, с целью получить структуры с новыми многими функциями [14-17].
Несмотря на очевидный прогресс в этой области за последние годы и существенный рост исследований, теоретическое исследование и развитие принципов ФГМ остается недостаточным. В большей части работ исследуют,
24
главным образом, определенный метод, который применяли для изготовления ФГМ [16]. Практически отсутствуют работы, связанные с разработкой адекватного описания свойств ФГМ и их зависимости от градиента концентрации, что должно обеспечивать главный результат "обратной связи", используемой для непосредственного проектирования ФГМ компонентов. Экспериментальная направленность исследований в области ФГМ привела к накоплению обширного опытного материала, который не могут должным образом использовать из-за недостаточной теоретической базы. Необходимо отметить, что ситуация в этом направлении улучшается — в последнее время разрабатывают теоретические основы ФГМ и "дизайна" таких материалов. Несмотря на получение конкретных образцов и компонентов, применение материаловедческих решений в промышленности требует дополнительных исследований.
Чтобы получить ФГМ-компонент, необходимо разработать предварительный дизайн такого материала, который должен иметь желаемые характеристики. Теоретические положения, используемые для проектирования композиционных материалов, как правило, не подходят для расчета свойств и определения оптимальной структуры ФГМ [14-17].
Подобные градиентные материалы но сравнению с обычными (гомогенными) характеризуются также более сложным поведением. Диффузионные процессы и химические реакции могут приводить к "дефадации" ФГМ или к ухудшению его свойств. Поэтому второй задачей в развитии технологии ФГМ является создание компонентов с градиентами, требуемыми заказчиком с учетом возможных побочных эффектов при использовании этих материалов.
Выполненный в [17] критический анализ позволил классифицировать подходы к получению градиента концентрации в материалах. Получить градиент состава в объемном ФГМ можно несколькими способами, например химическими и электрохимическими, физическими (осаждение из пара), плазменным напылением и синтезом, СВС, однако, наиболее экономичной технологией является порошковая металлургия (ПМ). Самый простой метод получения ФГМ с помощью ПМ заключается в прессовании в заданной последовательности различных смесей порошков и последующем спекании или горячем прессовании.
В настоящее время проводят исследования в области применения ФГМ в электронике, оптике, ядерной технике, медицине, где градиент других свойств (показателя преломления, радиационной стойкости, диэлектрической
25
проницаемости и пр.) более важен [13-17]. Структура градиентного материала в простейшем случае характеризуется анизотропным распределением одного компонента в объеме другого (для двухфазной системы). ФГМ может иметь химический (металл—металл, керамика) или физический (сплошной материал—поры, крупные—мелкие частицы) анизотропный характер. Распределение фазы и ее анизотропия может быть описана совокупностью функций в трехмерном евклидовом пространстве. В некоторых случаях затруднено измерение самой функции концентрации, что требует многочисленных экспериментов и множества вычислений, особенно для материалов, полученных порошковой металлургией. Реальной альтернативой для описания и расчета ФГМ остается моделирование [15-17].
В качестве примера практического применения ФГМ можно привести так называемые согласующие пластины (compliant pads), которые предназначены для снижения уровня напряжений в устройствах преобразования тепловой энергии в электрическую. В этих системах используется термоэлектрический эффект, основанный на свойстве полупроводников генерировать разность потенциалов при соответствующем градиенте температур [17].
1 ^Формирование градиентных структурно-фазовых состояний при
обработке поверхности концентрированными потоками энергии
Многие свойства материалов и готовых изделий в значительной степени определяются состоянием, элементным и структурно-фазовым составом приповерхностных слоев. В последние три десятилетия наряду с традиционными методами получения покрытий (методы газоплазменного, плазменного и детонационного напыления) возникла и бурно развивается новая область нетрадиционных технологий модификации поверхности металлических материалов, основанных на обработке в процессе изготовления материалов или изделий концентрированными потоками энергии (лазерное излучение, мощные (сильноточные) ионные пучки, потоки высокотемпературной плазмы, электронные пучки). При такой обработке формирование градиентов состава, микроструктуры и свойств материала происходят в тонком приповерхностном слое толщиной от сотых долей до нескольких миллиметров.
Изменение свойств металлов и сплавов при использовании данных технологий, в общем случае, обусловлено теплофизическими (термообработка) и металлургическими (легирование) процессами, вызывающими структурно-
26
фазовые превращения в материалах. При этом могут быть достигнуты экстремальные условия происхождения этих процессов, приводящие к получению градиентного структурно-фазового состояния и свойств материалов, недостижимых традиционными способами их получения и обработки. Выбор метода модифицирования определяется требуемыми задачами и возможностями их решения. В большинстве случаев нетрадиционные технологии используются для улучшения трибологических свойств (повышение износостойкости и уменьшение коэффициента трения), увеличение коррозионной и эрозионной стойкости, твердости, прочности, жаростойкости, термостойкости, выносливости и других эксплуатационных характеристик материала [18].
Каждый из используемых или находящихся на стадии разработки нетрадиционных методов модификации материалов обладает как преимуществами, так и недостатками. В качестве основных преимуществ нетрадиционных технологий модификации материалов следует отметить следующие: 1-локальность обработки во времени и пространстве; 2-
возможность обработки заданных участков поверхности при минимальном искажении геометрии изделия и минимальных термических напряжениях; 3-обработка и модификация поверхностных слоев без изменения свойств объема материала (исключаются затраты энергии на обработку внутренних, не требующих модификации, объемов); 4-увеличение растворимости (содержания) элементов в твердом состоянии и возможность создания метастабильных пересыщенных твердых растворов и промежуточных фаз; 5-экологическая чистота процессов обработки.
Среди основных недостатков методов радиационной технологии необходимо отметить следующие: 1-относительно высокая сложность и
дороговизна используемого технологического оборудования и, следовательно, обработки; 2-трудности при обработке изделий сложной конфигурации с пересекающимися поверхностями.
Основными регулируемыми технологическими параметрами источников концентрированных потоков энергии являются удельная мощность падающего потока ц (Вт/м2) и время воздействия х (с), а также температура мишени и вид среды в рабочей камере.
Существующие установки для обработки материалов и готовых изделий методами радиационной технологии позволяют изменять эти параметры в широких пределах, причем возможно как непрерывное, так и импульсное или импульсно-периодическое воздействие. При этом для различных систем время
27
воздействия может составлять от десятков наносекунд до десятков секунд, а удельная мощность падающего потока (я) может меняться в интервале 107-1014 Вт/м2 и выше.
Метод ионной имплантации является универсальным способом введения легирующих элементов в строго контролируемом количестве. Метод позволяет вводить достаточно высокую концентрацию легирующих элементов (до 20-25 ат.%). что недостижимо многими методами традиционной
металлургии вследствие ограниченной растворимости ряда химических элементов в матрице. Особенностью метода ионной имплантации является факт образования большого градиента радиационных дефектов, превосходящих, как правило, на 2-3 порядка число имплантированных атомов.
Имплантационная металлургия, благодаря возможности атермичсского введения легирующего элемента и радиационных дефектов определенной концентрации, не зависящей от растворимости и равновесной фазовой диаграммы состояния, дает возможность образования в металлах при низких температурах новых метастабильных твердых растворов и фаз, получение которых невозможно методами обычной металлургии.
Достоинством метода ионной имплантации является высокая степень контролируемости процессов, хорошая воспроизводимость свойств изделий, а также возможность легкой автоматизации процесса имплантации.
Лазерная обработка. Особенности воздействия лазерного луча на поверхностные слои обрабатываемых деталей позволяют путем подбора технологических параметров получать эффект мгновенного расплавления данной точки поверхности, формировать различного рода градиенты и позволяет плавить и испарять самые тугоплавкие соединения. Удаление луча приводит к охлаждению микрообъема расплава со сверхвысокой скоростью. В результате охлаждения металл не успевает закристаллизоваться, и в поверхностных слоях образуются градиентные аморфные металлические структуры с высокой износо- и коррозионной стойкостью. Описанные явления легли в основу одной из эффективных разновидностей лазерной обработки-аморфитизации.
Поскольку лазерная обработка характеризуется высокой степенью локальности, то это дает возможность проводить упрочнение ограниченных поверхностных объемов детали как по площади, так и но глубине обработки.
При этом твердость упрочненных поверхностей, как правило, на 15-20% превышает твердость после термообработки традиционными способами.
28
Поверхностное легирование лазерным излучением имеет ряд преимуществ по сравнению с ранее известными способами (наплавками, химико-термической обработкой). Это поглощение больших величин энергии за короткий промежуток времени, большие толщины модифицированных градиентных слоев в сравнении с ионным облучением, экономия легирующего материала, минимальная последующая механическая обработка и отсутствие последующей термической обработки.
К недостаткам лазерной технологии можно отнести: 1-низкий КПД из-за значительных потерь энергии излучения при отражении от поверхности металлов, что требует проведения дополнительных операций по улучшению поглощательной способности предварительным нанесением специальных покрытий; 2-неравномерное поглощение энергии обрабатываемой поверхностью; 3- ограниченная глубина (50 мкм) модифицированного слоя.
Электронно-лучевая наплавка высокоэнергетическими пучками. Данная технология основана на использовании в качестве источника энергии потока релятивистских электронов. Технология обеспечивает возможность проникновения пучка в слой порошка с быстрым его расплавлением в независимости от теплопроводности порошковых материалов, при этом позволяет на поверхности изделий проплавлять слой наносимых порошковых композиций толщиной до 3 мм, и достигать высокой скорости обработки при наплавке в дорожечном режиме (70 см/с). Данная технология может использоваться для проведения поверхностной закалки сталей и чугунов [19-21], в том числе боковых граней головок железнодорожных рельсов [22], нанесения упрочняющих [23] и защитных покрытий на стали и титановые сплавы [24, 25], на крупногабаритные детали [26-29], формируя градиентные структурно-фазовые состояния.
Электронно-лучевая наплавка в вакууме [30-35]. Одним из перспективных направлений повышения эксплуатационной стойкости стальных изделий является применение технологии электронно-лучевой наплавки (ЭЛН) в вакууме для нанесения упрочняющих покрытий на их поверхности. Благодаря ряду качеств данной технологии - простоте, высокой стабильности и надежности электромагнитной системы сканирования электронного луча, возможности гибкого управления его параметрами, безотходное™ и экологической чистоте процесса, обеспечивается формирование покрытий с заданными градиентами структур и свойств.
При электронно-лучевой наплавке для образования жидкометаллической ванны используется энергия, получаемая в результате
29
бомбардировки основного металла ускоренными электронами, сформированными в узкий пучок. При этом подавляющая часть кинетической энергии электронов превращается в тепловую, которая используется для расплавления металла и образования жидкометаллической ванны на его поверхности, в которую с помощью порошкового питателя поступает наплавочный материал. При нанесении покрытий, в зависимости от химического, гранулометрического составов наплавляемых порошков, необходимо оптимизировать плотность мощности электронного пучка, так как при очень высокой сосредоточенности источника теплоты процесс сопровождается не только плавлением, но и интенсивным испарением металла. При относительном перемещении изделия и электронного луча в процессе электронно-лучевой наплавки возникает значительный градиент температур в ванне расплава. Это происходит в результате того, что при движущемся электронном луче плавление металла подложки происходит на передней стенке ванны расплава, куда поступают порошковые материалы, после чего расплавленный металл перемещается к задней стенке, не подвергающейся нагреву электронным лучом. В связи с этим, на передней стенке ванны температура в поверхностном слое расплава может достигать температуры кипения, на задней же стенке ванны расплава температура близка к температуре кристаллизации. Это приводит к некоторой химической и структурной неоднородности в микрообъемах ванны расплава и, соответственно, формируемого слоя покрытия, который легко устраняется при нанесении последующих слоев в случае многопроходной наплавки.
Сравнительные исследования структуры, физико-механических свойств и износостойкости покрытий, полученных плазменным напылением с оплавлением, дуговой и электронно-лучевой наплавкой порошковыми материалами в вакууме (ЭЛН), показывают, что ЭЛН-технологии имеет существенные преимущества перед альтернативными технологиями: исключается опасность окисления наплавляемого порошка, происходит рафинирование его от растворенных газов и окислов; обеспечивается плавно рег улируемый переход от покрытия к основе, за счет чего сводятся к минимуму напряжения на границе раздела, которые обычно приводят к растрескиванию и отслоению покрытий; обеспечивается минимальное коробление и поводка деталей; возможность наплавки большей толщины (3-5мм); прочность сцепления покрытия с основой сравнима с прочностью материала основы; износостойкость ЭЛН-покрытий в 2-5 раз выше по сравнению с напыленными и в 1,5-2 раза - по сравнению с напыленными и наплавленными.
30
По сравнению с лазерной технологией и электронно-лучевой наплавкой высокоэнергетическими пучками, электронно-лучевая технология не требует предварительного нанесения покрытий на поверхность изделия для увеличения поглощательной способности материала.
1.4. Градиентные структуры в сплавах, закаленных из расплава
Закалка из расплава - новый, бурно развивающийся метод получения перспективных материалов с высокими физико-механическими свойствами. Специфика этого метода заключается в осуществлении резкой закалки расплава со скоростью 10-Ю6 град/с., что является очень сильным средством воздействия на структуру и физико-механические свойства материалов. В металлах и сплавах, полученных в твердом состоянии с помощью этого метода, реализуется широкий спектр метастабильных состояний: от аморфного до микрокристаллического, причем в каждом из них, включая и промежуточные, материал с одним и тем же химическим составом может обладать совершенно разными свойствами. Поэтому даже незначительные структурные изменения, происходящие при быстрой закалке, могут привести к существенным изменениям физико-механических свойств. Можно привести много примеров того, насколько структура и свойства металлических систем, полученных закалкой из расплава, отличаются от тех, которые характерны для сплавов того же состава в более равновесном состоянии [36-38].
Схема наиболее распространенного способа закалки из расплава -спиннингования расплава [37| - показана на рисунке 1.1. Расплав 1 помешается в кварцевое или керамическое сопло 2, которое нагрето с помощью индуктора 3. Под воздействием небольшого избыточного давления Р расплав подается через узкое отверстие в сопле на быстровращающийся закалочный диск-холодильник 4, в результате чего тонкая струя расплава переходит в твердое состояние в виде ленты 5 толщиной 30-100 мкм. При этом в процессе закалки в принципе возможно получение трех принципиально различных структурных состояний: аморфного, кристаллического и двухфазного аморфно-кристаллического. Тип структурного состояния зависит от химического состава и условий охлаждения.
При термодинамическом анализе процесса быстрой кристаллизации расплава жидкость можно рассматривать как квазикристаллическое состояние вещества, в решетке которого отсутствуют многие атомы, и количество подобных вакансий является функцией температуры.
31
На основании этой модели в работе [39] получена температурная зависимость разности удельных теплоемкостей жидкой и твердой фаз, из которой следует выражение для изменения свободной энергии Гиббса при кристаллизации переохлажденного расплава. В [39] проанализированы зарождение и рост кристаллических зародышей при быстром затвердевании. Использовались три модели роста, отличающиеся геометрией зарождения и режимом роста (планарная, сферическая или цилиндрическая).
1 - расплав; 2 - сопло; 3 - индуктор; 4 - диск-холодильник; 5 - лента Рисунок 1.1 - Схема установки для закалки из расплава методом спиннингованин
В работе [40], которая посвящена анализу процесса затвердевания при различных степенях переохлаждения, в частности, рассматриваются виды кристаллизации и особенности ее протекания в условиях отсутствия высокой степени переохлаждения. Гам же приводится зависимость морфологии фронта кристаллизации от температурного градиента, скорости движения межфазной границы раздела и средней скорости охлаждения в различных приближениях. Учет в расчетах выделения скрытого тепла кристаллизации и эффектов поверхностного натяжения на границе раздела, что является необходимым при высоких скоростях этого процесса, позволили установить [41,42], что наряду с первым морфологически устойчивым состоянием границы раздела фаз в области малых переохлаждений и скоростей кристаллизации, существует второе устойчивое состояние в области больших переохлаждений и скоростей кристаллизации.
32
В работах [40,43] обсуждаются проблемы композиционного (химического) расслоения и сегрегационных эффектов в процессе затвердевания с большой скоростью. В [40] термодинамически рассмотрен процесс быстрой кристаллизации с очень высоким переохлаждением на базе модели распыления металлических капель. Показано, что затвердевание зародыша кристаллизации происходит на поверхности капли.
Математическое моделирование процесса кристаллизации струи металлического расплава на поверхности вращающегося диска-холодильника (сниннингование расплава) осуществлялось при следующих допущениях: термические и физические свойства жидкого металла не зависят от температуры, тепловой поток является одномерным и характеризуется коэффициентом конвективной теплопередачи, поверхность раздела твердой и жидкой фаз - плоская, поток расплава - ламинарный. В случае чистого алюминия было получено хорошее соответствие теоретических и экспериментальных данных, касающееся зависимости толщины ленты от линейной скорости движения подложки. В работе [43] рассмотрены эффекты, обусловленные внутренней динамикой жидкости, а также характер движения расплава в области соприкосновения с диском-холодильником. Градиент скорости движения расплава в направлении, перпендикулярном охлаждающей поверхности, настолько велик, что в затвердевшем слое возникают напряжения около 10 МПа. Эти напряжения могут вызвать отклонение направления роста микрокристаллитов от нормального относительно поверхности закалочного диска. При этом состояние поверхности диска заметно влияет на качество поверхности металлической ленты. От смачиваемости диска расплавом зависит рельеф контактной поверхности ленты. В частности, поверхность ленты может состоять из полостей («пузырей») и зон прямого контакта расплава и диска. В работе [44] описываются некоторые ограничения, накладываемые на дендритный и эвтектический рост кристаллов. Автор рассматривает три простые модельные эвтектические диаграммы состояний. На первой - две одинаковые фазы разделены зоной несмешиваемости, на второй - почти отсутствует растворение компонентов друг в друге, причем они, естественно, образуют различные фазы. Третья модель является промежуточной: фазы различны, растворимость при этом достаточно высокая. Там же приведены расчетные диаграммы: скорость движения границы раздела - состав (до 5 %Си) для системы А1-Си, на которых указаны области стабильности плоского фронта кристаллизации и роста ячеистой или дендритной структуры. Подобные качественные схемы автор приводит для всех указанных выше типов диаграмм
33
состояний. Из приведенных расчетов для системы алюминий-медь следует, например, стабильность плоского фронта кристаллизации при скоростях роста 10- 103см/сек.
Морфология закаленных структур меняется от четко выраженной ультрадисперсной дендритной структуры до практически совершенных зерен в зависимости от условий охлаждения. По мере увеличения скорости охлаждения субструктура кристаллизации изменяется в следующей последовательности: дендритная структура -ячеистая структура - совершенное зерно (рис. 1.2). Моррис [45] экспериментально исследовал влияние скорости закалки на характерный размер ячеистой субструктуры на нескольких сплавах: сталь Р6М5; N1 - 17 % Со - 15 % Сг - 5 % Мо - 4 % А1 - 3,5 % Ті; А1 - 8 % Ре; А1 - 6 % Сг; сплавы типа Иконель 718, которые были получены методом распыления. В результате была получена зависимость (іяч=Аі Vх , где с1яч - размер ячейки кристаллизации, V - средняя скорость охлаждения в интервале от температуры плавления до 1/2 температуры плавления, п и А/ - константы, зависящие от природы материала (п = 0,30 - 0,45; А і = 1-100). Значение V оценивалось по толщине сплавленных прослоек. В работах [46,47] на различных сплавах наблюдали широкий спектр структур кристаллизации от дендритной до совершенного зерна. Наличие того или иного типа структуры объясняется не условиями охлаждения, а совместным влиянием добавок титана, хрома и углерода. Вуд [46] отмечает, что для сплавов Ке-Сг-Мі наиболее характерным является образование ячеистых структур в процессе спиннингования. Рассматривается несколько типов сегрегации карбидов: в междендритном пространстве и на дефектах решетки дислокационной природы.
Рисунок 1.2 - Диаграмма возможных механизмов кристаллизации и схема соответствующих структур в зависимости от температурного градиента на фронте кристаллизации С| и линейной скорости перемещения фронта кристаллизации И: 1- плоский фронт кристаллизации; 2-дендритно-ячеистый фронт кристаллизации; 3- дендритный фронт кристаллизации
К
34
Исследования, проведенные на промышленных сталях, также показали, что вдоль междендритных границ образуется сетка карбидных выделений, а внутри аустенитной матрицы - ультрадисперсные выделения карбида Л/С. В работе [46] наблюдалось декорирование границ ячеек, возникших при закалке различных сплавов с ГЦК решеткой, хаотически ориентированными карбидными частицами и порами.
В работе [48] исследовали степень проницаемости междендритного пространства в зависимости от объемной доли жидкой фазы и от расстояния между первичными ветвями дендритов. Полученные результаты находятся в хорошем соответствии с моделью, согласно которой междендритное пространство представляет собой набор пустот с узкими прямоугольными сечениями.
Для изучения процессов кристаллизации на быстовращающемся диске-холодильнике представляют несомненный интерес результаты, полученные в работах [49-51]. В них было показано, что в условиях роста столбчатых зерен и дендритов при кристаллизации направление их роста обусловлено направлением течения жидкой фазы: оси дендритов и зерен сориентированы навстречу потоку расплава. В работе [51], кроме того, отмечается, что угол разориентировки может существенным образом зависеть от химического состава материала.
Формирующиеся в процессе закалки в твердом состоянии дефекты кристаллического строения можно условно разделить на две группы [52]:
• дефекты, обусловленные избыточной вакансионной плотностью;
• дефекты, связанные с напряжениями, возникающими в процессе закалки.
К первому типу дефектов относятся неравновесные вакансии, вакансионные кластеры, призматические дислокационные петли, возникающие при захлопывании вакансионных кластеров, субмикропоры и микроморы. Возникающие при закалке напряжения стимулируют процессы локального пластического течения, что приводит к возникновению заметной плотности дислокаций. В случае закалки из жидкого состояния дефекты вакансионного происхождения располагаются, как правило, неравномерно по телу зерна. В работе А.М.Глезера и др. детально описаны общие закономерности формирования дефектной, ячеистой и зеренной структур, а также физикомеханических свойств в быстрозакаленных микрокристаллических сплавах [53].
35
1.5.Формирование и эволюция ГСФС при термомеханической обработке
Выяснение физических механизмов формирования и эволюции структурно-фазовых состояний в сталях является одной из важных задач современной физики конденсированного состояния, поскольку лежит в основе разработки и создания эффективных способов повышения служебных характеристик сталей. В настоящее время при производстве стержневой арматуры все шире применяются технологии термического упрочнения, связанные с принудительным охлаждением раскатов в линии прокатного стана.
Экспериментальные исследования структуры и фазового состояния, формирующихся в сечении стержней в результате прерывистой закалки, очень важны для понимания механизмов и уточнения температурно-временных интервалов превращения аустенита и позволит целенаправленно изменять структуру и механические характеристики арматуры.
Последние при тонком виде термомеханической обработки (прерывистой закалкой) арматуры из сталей Ст Зкп, Ст Зпс, 18Г2С диаметром 12-50 мм значительно возрастают. В условиях ОАО «Запсибметкомбинат», как показано в работах [54-60], проката арматуры проводилась на среднесортном стане 450. До получения готового профиля заготовка обжималась в 8-ми клетях черновой и 5-ти клетях чистовой группы. После выхода из последней клети стержни подвергались принудительному охлаждению до температур 500-600°С в линии стана, затем доохлаждались на спокойном воздухе и резались на мерные длины. Термическое упрочнение проводилось по режиму прерывистой закалки, технологические параметры которой варьировались изменением скорости прокатки и температуры раскатов на выходе из последней клети, количеством включенных охлаждающих секций и давлением воды. Экспериментально было подтверждено, что арматура, упрочненная методом прерывистой закалки в потоке прокатного стана, имеет слоистое, градиентное строение и может быть отнесена к разряду структурных композитов.
Проведены исследования структуры и фазового состава отдельных слоев. Установлено, что структура осевой (центральной) зоны образуется в результате диффузионного у—»а превращения с одновременным выделением частиц цементита. Совмещение диффузионного у—т превращения с процессами динамической рекристаллизации приводит к существенному измельчению ферритного зерна данной зоны и замещению пластинчатого перлита "псевдоперлитом". По мере удаления от центра осевой зоны увеличивается скалярная плотность дислокаций, сосредоточенных в структуре псевдоперлита
(от Ю10 см'2 в центре до 3-1010 см'2 на расстоянии 15 мм от поверхности охлаждения) и амплитуда кривизны - кручения кристаллической решетки, как ферритных зерен, так и областей псевдоперлита.
Показано, что структура переходного слоя формировалась в два этапа. На стадии охлаждения, в результате распада твердого раствора углерода в ГЦК кристаллической решетке (у-фаза, аустенит), образовалась двухфазная смесь, состоящая из частиц карбида железа сферической (глобулярной) морфологии, расположенных в аустенитной матрице. На стадии самоотпуска, под действием тепла осевого объема прутка, наблюдается диффузионное у—>а превращение с дополнительным выделением частиц карбида железа игольчатой (пластинчатой) морфологии. Дано объяснение смены морфологии частиц карбидной фазы [54-591.
Структура поверхностного слоя (толщиной ~3 мм) на стадии охлаждения формируется в результате мартенситного у—>а превращения. Последующий самоотпуск привел к релаксации дислокационной субструктуры, фрагментации кристаллов мартенсита и образованию центров рекристаллизации, а также интенсивному протеканию процесса карбидообразования. Схематически результаты данных исследований, отражающие слоистое строение арматурного стержня, приведены на рисунке
1.3.
Сведения о структуре и фазовом составе арматурного прутка, полученные методами дифракционной электронной микроскопии тонких фольг и изложенные выше, позволили восстановить температурно-кинетическую траекторию охлаждения различных слоев образца стали 18Г2С при термоуирочнении путем прерывистой закалки. В поверхностном слое, в результате быстрого снижения температуры стали, произошло переохлаждение аустенита ниже точки мартенситного превращения. Последнее способствовало у—превращению по сдвиговому механизму с образованием структуры пакетного мартенсита.
Под действием остаточного тепла, сохранившегося в объеме, привело к протеканию процесса "самоотпуска", вызвавшего распад пересыщенного твердого раствора и преобразование дислокационной субструктуры кристаллов мартенсита. Формирование струны осевой зоны происходило при сравнительно медленном охлаждении, когда у—>сх превращение полностью завершается в перлитной области. Смещение термокинетической кривой в сторону меньших времен охлаждения привело к измельчению зеренной структуры а-фазы и замещению структуры пластинчатого перлита "псевдоперлитом" [54-60].
37
Формирование структуры переходного слоя обусловлено переохлаждением и последующим распадом аустенита с образованием частиц карбида железа глобулярной морфологии. Структура видманштеттова феррита в стали 18Г2С формируется при сравнительно высокой скорости охлаждения, что приводит к переохлаждению аустенита и смещению у—*а превращения в область образования бейнитной структуры. Последующий отогрев данного слоя приводит к выделению карбидов различного состава и дисперсности в ферригной и перлитной областях.
Рисунок 13 - Схематическое изображение структуры различных слоев арматурного прутка стали 18Г2С (Ф - зерна феррита; I I - колонии пласгичного перли га; П„ - «псевдоперлит»; В - вцдманштстгов феррит; Ц - частицы цементита, образовавшиеся по реакции у—«х+КезС; Цу -частицы цемента, образовавшиеся при распаде переохлажденного
аустенита)
1.6.0собенности градиентных структурно-фазовых состояний поверхностных слоев металлов после легирования с использованием концентрированных потоков энергии
Почти во всех работах по легированию с использованием концентрированных потоков энергии (КПЭ) отмечается специфическое текстурное состояние фаз, поскольку направленный теплоотвод при
38
кристаллизации вглубь металла способствует получению ориентированных преимущественно в определенном направлении фаз. Так, например, в работе [61] сообщается, что длинная ось кристаллов цементита располагается перпендикулярно фронту кристаллизации. Именно в этом направлении цементит имеет максимальную твердость, достигающую 14 ГПа. Такая ориентировка частиц цементита относительно поверхности детали дополнительно повышает твердость науглероженного слоя, а износостойкость при истирании упрочненной области в условиях сухого трения незакрепленным абразивом оказывается выше, чем после традиционной цементации в твердом карбюризаторе.
Высокая скорость охлаждения, обусловленная высоким градиентом температуры вблизи поверхности, является причиной мелкодисперсного характера формируемых структур. При науглероживании этот эффект усиливается в случае, когда концентрация углерода в сплаве достигает области, соответствующей чугунам, которые, как известно, испытывают эвтектическое превращение.
Мелкодисперсный характер структуры науглероженных слоев железа приводит к следующей особенности фазового состава доэвтектических чугунов после закалки их из жидкого состояния. В качестве остаточного аустенита фиксируется лишь первичный аустенит [62-64], а эвтектический аусгенит полностью распадается диффузионным путем на ферритокарбидную смесь в процессе охлаждения в твердом состоянии. Этим же может быть обусловлен самоотпуск мартенсита с выделением мелкодисперсных карбидов, отмечающийся в некоторых работах. В связи с этим мартенситное расщепление пиков а-фазы на рентгенограммах науглероженных слоев не происходит.
Нагрев обрабатываемой поверхности вплоть до температуры кипения, а под давлением и выше, может приводить к особенностям структуры на границе зоны легирования с основой. В этом случае фронт плавления может распространяться вглубь даже тогда, когда импульс воздействия уже закончился. Поскольку на границе оплавления температура ниже, чем вблизи поверхности, а конвективные процессы перемешивания расплава после окончания импульса воздействия затухают, значительного насыщения легирующими элементами области, образовавшейся из-за последействия, не происходит. По характеру химической травимости она сильно отличается от легированного слоя, поэтому ее называют граничной полоской.
В работах [65-70] при обработке сплавов плазмой взрывчатых веществ граничная полоска представляла собой тонкую, толщиной порядка 1
39
мкм, зону столбчатых или дендритных кристаллов. В работе [71] при импульсном плазменном легировании стальной поверхности медью в зоне легирования образовывались 2 слоя. Один представлял собой мелкодисперсную смесь из зерен железа и меди, а в другом концентрация меди фактически равнялась нулю. После опыта с никелем зона легирования по уровню микротвердости также расслаивалась на две области, что говорило о различной степени их легирования. В работах [72-74] после лазерного науглероживания железа из плазмы оптического пробоя структура верхнего слоя зоны легирования под оптическим микроскопом не выявлялась, а в нижнем вытравливались мелкие дендриты. Микротвердость слоев отличалась друг от друга более чем в 2 раза. Во всех этих случаях образование нижнего слоя можно объяснить эффектом последействия.
Таким образом, кристаллизация модифицированных слоев в области граничной полоски может происходить с образованием столбчатой или дендритной структуры. Образование дендритных структур наблюдается и в других случаях, когда граничная полоска не образуется. Например, в работе [61] отмечается, что при затвердевании зоны лазерного науглероживания сталей с концентрацией углерода до 2 % формируется структура дендритной столбчатой кристаллизации в направлении теплоотвода. Известно, что морфология фронта кристаллизации определяется критерием устойчивости аЯ, где С - градиент температуры на границе расплава, а /? - скорость продвижения фронта кристаллизации. Этот параметр уменьшается при переходе от плоского фронта к ячеистому, от него - к дендритному и от дендритного - к равноосному [75-79].
Ниже границы зоны легирования располагается зона термического влияния. В общем случае она характеризуется повышенным уровнем микротвердости, обусловленным фазовыми превращениями, измельчением структуры, наличием двойников. Иногда [70, 80] ниже границы оплавления наблюдается граница в виде бахромы, которую связывают с проникновением атомарных компонентов легирующих элементов в объем материала, находящийся в твердом состоянии. Качественное объяснение полученных результатов дается на основе специфических особенностей обработки, сочетающей одновременное действие на поверхность высоких температур и давлений. В работе [71] наблюдали диффузию никеля из расплава в стальную подложку.
При обработке поверхности импульсными плазменными струями с магнитной компрессией между оплавляемым слоем и основой химическим
40
травлением выявляется резкая граница, а зона термического влияния не проявлялась. По-видимому, эго связано с малым временем воздействия при такой обработке. При этом упрочнение наблюдается на глубинах до 50 мкм. Степень упрочнения зависит от параметров плазменных потоков и в основном определяется формированием в поверхностных слоях высокой плотности дислокаций, а в некоторых случаях - возникновением остаточных напряжений сжатия.
Степень изученности различных процессов, инициированных действием КПЭ на поверхность и определяющих структурно-фазовое состояние модифицированных слоев, весьма неодинакова. Все они имеют особенности, характерные только для того или иного способа воздействия. Наименее изучены процессы, происходящие при обработке материалов импульсными плазменными струями электровзрывных источников. Следует отметить, что многие особенности легирования с использованием КПЭ не получили должного объяснения и отмечаются не во всех работах со сходными условиями воздействия. Эго не позволяет однозначно судить об их причинах, а также о том, носят они общий или частный характер.
1.7. Градиентные слои, сформированные на поверхности железа и
никеля при электровзрывном легировании
Решение ряда задач упрочнения и защиты металлов может эффективно достигаться обработкой поверхности с использованием явления электрического взрыва проводников. При разряде на проводник емкостного накопителя энергии формируется импульсная струя продуктов взрыва, состоящая из гетерогенной смеси плазмы и конденсированных частиц. Если интенсивность теплового воздействия достаточна для оплавления поверхности, в результате перемешивания расплава с компонентами струи на ней можно получить легированный слой, закаленный из жидкого состояния.
Параметры и условия обработки при электровзрывном легировании (ЭВЛ) такие же, как и при других способах импульсного плазменного легирования поверхности металлов. В отличие, например, от способов, использующих магнитоплазменные компрессоры, в которых плазмообразующей средой является тот или иной газ [81-87], при ЭВЛ источником плазменных струй являются продукты разрушения тонких фольг металлов или сплавов, углеграфитовых волокон и других электропроводных материалов. При этом в область взрыва могут быть введены также порошковые навески какого-либо вещества, например бора, которые частично переходят в
41
плазменное состояние, а частично в виде частиц переносятся формируемой струей на облучаемую поверхность. Эго расширяет область применения способа.
Исследования показали [88], что глубина зоны оплавления, ее радиус и степень насыщения легирующими элементами при ЭВЛ возрастают с ростом интенсивности гермо-силового воздействия на поверхность. Распределение легирующих добавок по глубине вплоть до границы с основой обеспечивается различными механизмами конвективного перемешивания расплава. Рассмотрим, следуя работам [89-92], закономерности влияния высокоинтенсивного термо-силового плазменного воздействия на формирование структурно-фазовых состояний и свойств зоны одно- и двухкомпонентного электровзрывного науглероживания и карбоборирования
железа и никеля. Легированные поверхностные слои были сформированы при
5 о
эффективном значении поглощаемой плотности мощности 6,0-10 Вт/см" и динамическом давлении струи на поверхность 14,2 МПа. Для определения этих величин время импульса воздействия на поверхность (100 мкс) полагали равным одному периоду быстрозатухающего разрядного тока.
Исследования методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии тонких фолы, вырезанных параллельно облучаемой поверхности, показали, что формирующаяся структура имеет градиентный характер, вызванный изменением концентрации легирующего элемента по глубине зоны обработки. Например, после науглероживания никеля на поверхности формируется тонкая нанокристаллическая пленка графита, который не провзаимодействовал с металлом (рис. 1.4, а-б). Под ней на глубине до 1 мкм формируется приповерхностный нанокристаллический слой с высоким содержанием углерода (рис. 1.4, в-д). За ним идет промежуточный слой с ячеистой кристаллизацией (рис. 1.4, е-з). Основным по объему является приграничный слой, соседствующий с зоной термического влияния, который распространяется на глубину до 25 мкм и имеет зеренную структуру (рис. 1.4, и-к).
Такая же последовательность слоев в зоне легирования наблюдается и после карбоборирования никеля с той разницей, что изменяется объемное соотношение промежуточного слоя с ячеистой кристаллизацией и приграничного слоя с зеренной структурой. В этом случае основным является слой с ячеистой кристаллизацией.
При этом ячейки с глубиной увеличиваются в размерах и сначапа приобретают глобулярную форму с развитыми фаницами, а еще ниже
42
Рисунок 1.4. -Электронно-микроскопические изображении поверхностных слоев зоны науглероживания никеля: а, г, ж, к - темные ноля, полученные в рефлексах (3011С, [ 111^І(С)-Н[0111 1111 |№(С)+|011 |С, [301 ]С, [003]ІЧі3С, соответственно; б, д, з - микрозлектронограмма к а, г, ж, соответственно; в, е, и - светлые поля. Стрелками указаны рефлексы темных полей
образуют полосовую структуру (рис. 1.5). Непосредственно на границе оплавления формируется тонкий нанокристаллический слой. Вблизи границы зоны легирования с основой во всех случаях по обе стороны наблюдается высокая линейная плотность дислокаций, обусловленная пластической
43
деформацией поверхностных слоев под действием термических и фазовых напряжений.
Рисунок 1.5 - Структура промежуточного слоя образка никеля после элеетровзрывного карбоборирования нагл\бинс~15мкм:а-свстлоеполе; б, в - темные поля, полученные в рефлексах [112] В и ДОЗ 1| №3В+|4201 В; г,д - микрон іекіроіюі роммы к (б) и (в)
соответственно. На микроэлектронограммах сгре.тками указаны рефлексы земных
нолей. На (в) сірслками \ касты частим бора
0 10 20 7.,мкм 0 ю 20 30 г, мкм
а) б)
Рисунок 1.6 - Распределение микротвердоегн но глубине науглероженных и карбоборировапных поверхностных слоев железа (а) и никеля (б). На а -зависимость 1 - после карбоборирования, 2 - после науглероживания при зарядном напряжении 2,3 кВ. На б - 1-3 - после науглероживания при 2,2; 2,4 и 2,6 кВ соответственно, 4-после карбоборирования при 2,3 кВ
НУ, 103 МПа
НУ, 103 МПа
44
Особенности структурно-фазовых состояний зоны легирования определяют распределение микротвердости по глубине (рис.1.6). Микротвердость поверхности при науглероживании никеля в различных режимах (рис. 1.6 б) возрастает при увеличении термо-силового воздействия на нее. Это соответствует увеличению степени легирования расплава плазменным компонентом гетерогенной плазменной струи, установленному рентгеноструктурными исследованиями [94].
Таким образом, традиционные широко применяемые в промышленности в течение многих десятилетий виды термической и механической обработки формируют ГСФС. При этом выбор рациональных методов воздействия позволяет в широких пределах изменять фазовый состав, дефектную структуру и свойства готового продукта.
Несмотря на очевидный прогресс в области создания ГСФС и рост исследований, анализ физических причин формирования таких состояний остается недостаточным. Практически отсутствуют работы по выяснению механизмов формирования ГСФС на различных масштабных уровнях, что не обеспечивает результат «обратной связи», используемый для непосредственного регулирования режимами обработки. Экспериментальная направленность исследований в области формирования и эволюции ГСФС привела к накоплению опытного материала, который не может должным образом быть использован из-за недостаточного анализа.
45