Содержание к диссертации
Введение
1. Субмикроскопическая структура и свойства дисперсионно—упрочненных материалов 18
1.1. Структура материалов, содержащих частицы дисперсных фаз 18
1.2. Классификация выделяющихся фаз 23
1.3. Современные представления о природе упрочнения материалов, содержащих частицы дисперсных фаз 25
1.3.1. Дислокационные теории дисперсионного упрочнения сплавов с перерезаемыми выделениями 27
1.3.2. Напряжение, требуемое для огибания частиц (упрочнение Орована) 41
1.4. Структура и свойства дисперсионно-твердеющих сплавов на Ni-Сг и Fe-Ni-Cr основах 42
1.5. Структура и свойства имплантированных ионами азота слоев в материалах на основе железа 67
1.5.1. Ионная имплантация 69
1.5.2. Структурные и фазовые превращения в имплантированных слоях 73
1.5.3. Свойства имплантированных слоев 80
1.6. Постановка задачи исследования и выбор материалов 85
2. Методика исследования 90
2.1. Изготовление и термическая обработка образцов 90
2.2. Методика металлографических исследований 91
2.3. Электрохимическое разделение фаз 92
2.4. Рентгеновские методы исследования 93
2.4.1. Методика рентгенографического определения объемной доли у фазы и размера ее частиц , 94
2.4.2. Высокотемпературная рентгеновская съемка 97
2.5. Методика электронно-микроскопических исследований 98
2.6. Механические испытания сплавов 98
2.6.1. Определение предела упругости 98
2.6.2. Определение твердости 98
2.6.3. Испытания на циклическую долговечность 99
2.6.4. Испытания на релаксационную стойкость 100
2.6.5. Методика фрикционных испытаний материалов 101
2.6.6. Высокоинтенсивная низкоэнергетическая имплантация ионов азота 102
3. Влияние субмикроскопической структуры Ni-Cr дисперсионно-твердеющих сплавов на их сопротивление микро- и макропла-стическим деформациям и разрушению 103
3.1. Структурные параметры Ni-Cr сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ после различных режимов их термической обработки.. 103
3.1.1. Объемная доля и размер частиц у'-фазы, величина фактора объемного несоответствия Av/v ЮЗ
3.1.2. Морфология частиц у- фазы 108
3.1.3. Влияние температуры на упругие межфазовые деформации в сплавах ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ 110
3.2. Зависимость предела упругости и твердости сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ от режимов старения 117
3.3. Связь структурных параметров с пределом упругости и твердостью сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ на стадии упрочнения 120
3.4. Анализ данных по дисперсионному упрочнению Ni-Cr сплавов на основе дислокационных теорий 126
3.4.1. Расчет критического напряжения сдвига от полей упругих меж
фазовых деформаций в кристаллах с выделениями 128
3.4.2.0ценка значений прироста критического напряжения сдвига при старении Ni-Cr сплавов 137
3.5. Связь структурных параметров с пределом упругости и твердостью сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ на стадии разупрочнения 142
3.6. Влияние размера зерна на процессы разупрочнения сплава ХН67ВМТЮ при длительном изотермическом старении 152
3.6.1. Зависимость твердости закаленного сплава ХН67ВМТЮ от размера его зерна 152
3.6.2. Влияние размера зерна на кинетику разупрочнения сплава ХН67ВМТЮ при длительном изотермическом старении 152
3.6.3. Статистическая модель разупрочнения 156
3.6.4. Вычислительное моделирование размещения частиц в зерне 165
3.7. Влияние субмикроскопической структуры на циклическую долговечность сплавов на Ni-Cr основе 180
3.7.1. Циклическая долговечность закаленных Ni-Cr сплавов 182
3.7.2. Циклическая долговечность Ni-Cr сплавов с частицами 191
3.7.3. Влияние размера у'-частиц на сопротивление усталостному разрушению Ni-Cr сплавов 205
3.8. Сопротивление контактному разрушению при трении Ni-Cr дисперсионно-твердеющих сплавов 209
3.8.1. Структура образцов Ni-Cr сплавов в исходном состоянии 210
3.8.2. Трение без смазки 211
3.8.3. Абразивное изнашивание 233
3.8.4. Граничное трение 236
3.9. Структура и триботехнические свойства дисперсионно-твер- деющего Cu-Ве сплава со сверхмощными полями упругих межфазовых деформаций 240
3.9.1. Материал и методика эксперимента 241
3.9.2. Структура и триботехнические свойства сплава Си-Ве 241
4. Структурные превращения в сплаве 45НХТ и его физико-механические свойства 257
4.1. Структура дисперсионно-твердеющего сплава 45НХТ 258
4.1.1. Фазовый состав сплава 45НХТ 258
4.1.2. Кинетика изменения количественного содержания у'-фазы и размера ее частиц при старении сплава 45НХТ 260
4.1.3. Структурное состояние матричной фазы 262
4.2. Влияние структурного состояния на предел упругости и твердость сплава 45НХТ 271
4.2.1. Поведение предела упругости и твердости сплава 45НХТ при старении 271
4.2.2. Связь структурных параметров с пределом упругости и твердостью сплава 45НХТ на стадии упрочнения 273
4.2.3. Влияние структурного состояния на предел упругости и твердость сплава 45НХТ на стадии разупрочнения 279
4.3. Релаксационная стойкость сплава 45НХТ после старения с различной продолжительностью выдержек при 970 и 1070 К 282
4.4. Исследование влияния режимов холодной пластической деформа ции простым сдвигом на структуру и свойства закаленного сплавг 45НХТ 285
4.4.1. Материал и методика эксперимента 286
4.4.2. Структурные превращения при РКУ прессовании закаленной сплава 45НХТ 288
4.4.3. Структурные и фазовые превращения при старении деформи рованного сплава 45НХТ. Механические свойства 294
4.5. Исследование причин негерметичности упругих чувствительных элементов, изготовленных из сплава 45НХТ 306
4.6. Рентгеноструктурный метод контроля качества закалки изделий
из сплава 45НХТ 307
5. Фазовые и структурные превращения в модифицированных ио нами азота сплавах на основе железа и их механические свойства 310
5.1. Фазовые и структурные превращения в материалах на основе железа, подвергнутых низкоэнергетической имплантации азотом при высоких плотностях тока 311
5.1.1. Армко -железо 312
5.1.2. Низколегированные стали и сплавы на железной основе 318
5.1.2.1. Сталь 40Х 318
5.1.2.2. Сталь 40ХН. Хромистый чугун ? 326
5.1.3. Высокохромистые нержавеющие стали мартенситного класса 328
5.1.3.1. Фазовый состав и микроструктура 330
5.1.3.2. Твердость и микротвердость 339
5.1.3.3. Сталь 40X13. Высокотемпературный отпуск 342
5.1.3.4. Параметры структурного состояния модифицированных азотом при 770 К высокохромистых сталей 345
5.1.4. Быстрорежущая сталь Р6М5 352
5.1.5. Коррозионностойкая аустенитная сталь 08Х18Н10Т 364
5.2. Влияние плотности ионного тока на структурные параметры
сплавов железа, модифицированных ионами азота 367
5.3. Влияние структуры модифицированных ионами азота материало на железной основе на их триботехнические характеристики и сопротивление усталостному разрушению 375
5.3.1. Триботехнические свойства модифицированных ионам азота материалов 376
5.3.1.1. Сталь 40Х. Закалка 376
5.3.1.2. Сталь 40Х. Отпуск 379
5.3.1.3. Сталь 40X13. Закалка : 385
5.3.1.4. Сталь 40X13. Отпуск 388
5.3.1.5. Стали 20X13, 95X18 390
5.3.1.6. Сталь 08Х18Н10Т '. 397
5.3.2. Моделирование сдвиговой пластической деформации в
процессе контактного взаимодействия ионно-модифицированных материалов с твердыми слоями 405
5.3.2.1. Макроскопическая модель сдвиговой деформации в поверхностном слое при трении с учетом изменения механически? свойств материала 405
5.3.2.2. Моделирование процесса деформирования при трении 408
5.3.3. Эволюция пластической деформации поверхностных слоев модифицированной азотом стали 40Х в условиях фрикционного взаимодействия : 413
5.3.4.Сопротивление усталостному разрушению модифицированно ионами азота стали 40X13 420
Основные результаты и выводы 427
Список литературы
- Современные представления о природе упрочнения материалов, содержащих частицы дисперсных фаз
- Методика рентгенографического определения объемной доли у фазы и размера ее частиц
- Объемная доля и размер частиц у'-фазы, величина фактора объемного несоответствия Av/v
- Кинетика изменения количественного содержания у'-фазы и размера ее частиц при старении сплава 45НХТ
Введение к работе
Одним из наиболее перспективных классов современных гетерогенных металлических материалов, обладающих высокими механическими и особыми физическими свойствами, являются дисперсионно-твердеющие сплавы, упрочняемые при старении за счет выделения в матрице частиц дисперсной фазы. Среди металлических сплавов и сталей, подвергающихся термообработке, а также защитных покрытий и модифицированных слоев, сформированных методами инженерии поверхностей, подавляющее большинство содержат упрочняющие частицы. Вместе с тем роль структурных параметров таких дисперсионно-упрочненных материалов и модифицированных слоев в формировании комплекса их физико-механических свойств и характеристик разрушения при различных видах механического нагружения изучена явно недостаточно. В значительной степени указанное положение дел связано со сложностью количественного описания параметров субмикроскопического строения гетерогенных металлических систем. Новый импульс исследованиям в данной области придает интенсивное развитие методов инженерии поверхностей с использованием концентрированных потоков модифицирующих частиц и, в частности, метода ионной имплантации примесей внедрения. Отличительной чертой модифицированных поверхностных слоев материалов на железной основе является синтез в них высокопрочных- частиц нитридов, карбидов и боридов, являющихся типичными представителями фаз внедрения и существенно отличающихся по своим свойствам от интерметаллидных фаз, преимущественно выделяющихся в дисперсионно-твердеющих сплавах. Кроме того, быстрое развитие механики пластического деформирования и разрушения твердых тел и, в частности, формирование нового научного направления - физической мезомеханики [1], требует получения дополнительных сведений об особенностях деформирования и разрушения материалов с дисперсными частицами различных типов, а также переосмысления накопленного экспериментального материала. Так в связи с фундаментальной ролью локализованной пластической деформации в формировании основных механических характеристик металлических материалов [1-3] возникает не-
8 обходимость раскрытия механизмов локализации сдвигов при деформировании дисперсионно-упрочненных материалов. В частности особое внимание привлекает проблема разупрочнения материалов с дисперсными частицами на поздних стадиях старения, а также механизмы разрушения таких материалов при циклическом нагружении и фрикционном взаимодействии. В связи с этим изучение физической природы и закономерностей дисперсионного упрочнения для материалов, содержащих различные типы частиц и подвергающихся воздействию различных видов механического нагружения, является весьма актуальной задачей.
В качестве объектов исследования по данной тематике наибольший интерес представляют сплавы на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr основах, упрочняемые ин-терметаллидными частицами и модифицированные слои материалов на железной основе, содержащие частицы фаз внедрения. Выбор группы сплавов на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr основах обусловлен тем, что они являются типичными
представителями распадающихся твердых растворов, широко используются в промышленности, а также характеризуются благоприятным сочетанием их структурных параметров, что делает указанные материалы весьма удобными модельными объектами. С другой стороны широкое распространение методов ионно-лучевой обработки для упрочнения конструкционных материалов требует систематического исследования особенностей формирования структуры модифицированных слоев и изучения поведения таких материалов в условиях различных видов механического нагружения.
Связь работы с крупными научными программами. Работа выполнялась по заданиям следующих научно-технических программ и тем:
Республиканские научно-технические программы в области фундаментальных исследований (РПФИ), утвержденные ГКНТ СССР и СМ Республики Беларусь - "Машиностроение", тема 156, (1984-1988 гг.); "Машиностроение", тема 2.18 (1991-1995 гг.); "Машиностроение", тема 07 (1996-2000 гг.);
Республиканские научно-технические программы и темы — РНТП "Триботехника", тема 1.05, (1993-1996 гг.); ГНТП "Новые материалы и инжене-
9 рия поверхностей", тема 1.18, (1997-1999 гг.); БРФФИ-РФФИ, тема Ф99Р-105, (2000-2002 гг.); БРФФИ-РФФИ, тема ТО2Р-086, (2002-2004 гг.).
Цель работы - установление физических закономерностей формирования комплекса механических характеристик дисперсионно-упрочненных материалов на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr основах, содержащих частицы интерметаллид-ных фаз, а также модифицированных ионами азота поверхностных слоев ма -териалов на основе железа, содержащих частицы нитридных фаз внедрения, в зависимости от параметров их структурного состояния. Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:
Установление и анализ функциональных зависимостей между количественными характеристиками структурного состояния ряда Ni-Cr диспер-сионно-твердеющих сплавов и их сопротивлением микро- и макропластиче-ским деформациям, а также разрушению в условиях циклического нагруже-ния и фрикционного взаимодействия. Изучение роли полей упругих межфазовых деформаций в формировании физико-механических характеристик дисперсионно-упрочненных материалов.
Исследование физической природы разупрочнения (пониженного дисперсионного упрочнения) Ni-Cr и Fe-Ni-Cr сплавов на поздних стадиях старения и анализ влияния на эти процессы параметров структурного состояния, выделяющихся в сплаве интерметаллидных частиц у'-фазы, а также размеров зерна сплавов. Изучение механизмов локализации деформации при на-гружении дисперсионно-упрочненных материалов.
3. Описание реального строения прецизионного Fe-Ni-Cr сплава
45НХТ, изучение особенностей формирования его структуры и механических
свойств при закалке и старении, а также после интенсивного пластического
деформирования с последующей термической обработкой.
4. Исследование структурных и фазовых превращений в обработанных
интенсивными ионными пучками азота поверхностных слоях материалов на
железной основе с учетом их химического состава, режимов предваритель
ной термической обработки, а также параметров ионно-лучевого модифици
рования.
5. Изучение влияния параметров структурного состояния модифицированных ионами азота материалов на их сопротивление разрушению в условиях фрикционного взаимодействия и циклического нагружения. Анализ механизмов разрушения материалов с модифицированными ионами азота слоями в процессе фрикционного взаимодействия.
Объект и предмет исследования. Объектом исследования являлись широко используемые в современной промышленности жаропрочные никелевые сплавы и прецизионный железо-никелевый сплав, упрочняемые частицами интерметаллидных фаз, а также ряд модифицированных ионами азота материалов на железной основе, включающий в себя армко-железо, низколегированные конструкционные стали, высоколегированные инструментальные и коррозионностойкие стали. Предметом исследований являлись процессы структурообразования дисперсионно-упрочненных материалов и модифицированных ионами азота поверхностных слоев, а также физико-механические свойства материалов с дисперсными частицами.
Методология и методы проведения исследований. Методология исследований состоит в изучении структурного состояния дисперсионно-твердеющих материалов и модифицированных слоев и установлении закономерностей влияния параметров структуры на комплекс физико-механических свойств таких материалов. Основными методами исследования являлись рентгеноструктурный анализ, просвечивающая электронная микро-
скопия, оптическая металлография, фазовый электрохимический анализ. При определении механических свойств исследуемых материалов проводились измерения их твердости, микротвердости, предела упругости, релаксационной стойкости, износостойкости, а также испытания на циклическую долговечность. Для оценки достоверности полученных зависимостей использовались методы статистической обработки экспериментальных данных. При описании и анализе механизмов появления прослоек с пониженной плотностью частиц, а также разрушения материалов с модифицированными слоями использовались методы компьютерного моделирования.
Научная новизна. В работе впервые поставлена и систематически изучена проблема формирования комплекса механических характеристик типичных дисперсионно-твердеющих материалов на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr основах в зависимости от параметров их структурного состояния. Установлены закономерности влияния объемной доли выделяющейся у'-фазы, размера ее частиц, их морфологии и химического состава, а также величины и знака полей упругих межфазовых деформаций на прирост предела упругости сплавов на стадии упрочнения, сопротивление сплавов усталостному разрушению при циклическом нагружении и износостойкость в режимах адгезионного взаимодействия, граничного трения и абразивного изнашивания. Определены вклады, вносимые в упрочнение частицами у'-фазы и полями межфазовых деформаций. Введено понятие коэффициента дисперсионного упрочнения по пределу упругости и определены его значения для исследованных сплавов.
Исследована природа разупрочняющих процессов, протекающих в сплавах на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr основах на поздних стадиях старения. Установлено
влияние размера зерна, степени регулярности в расположении выделений и наличия областей прерывистого распада на кинетику разупрочнения сплавов. Проведено численное моделирование размещения частиц по объему сферического зерна. Показано, что при одной и той же объемной доле выделений по мере уменьшения количества частиц, содержащихся в объеме зерен, и при появлении неоднородности размера частиц, резко возрастает рассеяние в фактических площадях сечений частиц, пересекаемых различными плоскостями. При этом наибольшее рассеяние обнаруживается в приграничных объемах моделируемых сферических зерен. Сделано заключение, что приграничные объемы зерен, содержащих частицы выделений, являются областями, в которых облегчены акты пластической деформации вследствие их локализации в плоскостях скольжения с пониженной плотностью частиц.
Предложена новая модель разупрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов основанная на учете статистической неоднородности в распределении частиц по плоскостям скольжения, неоднородности размера частиц и упорядоченности в их пространственном расположении по объему зерна.
При этом снижение эффектов дисперсионного упрочнения связывается с локализацией актов пластической деформации в прослойках матрицы, обедненных частицами выделений.
Обнаружено, что выделение в Ni-Cr сплаве частиц у'-фазы с отрицательной величиной фактора объемного несоответствия с матрицей приводит к уменьшению сопротивления усталостному разрушению и понижению износостойкости сплава за счет облегченного зарождения на межфазовых границах микротрещин и их ускоренного распространения. Обнаружено явление растворения частиц дисперсной у'-фазы и локализации актов пластической деформации в поверхностных слоях при трении гетерогенных материалов на Ni-Cr основе.
Разработан рентгенофазовый метод определения объемной доли у'-фазы в сплавах на Ni-Cr и Fe—Ni-Cr - основах. С помощью этого метода для сплава 45НХТ впервые получены систематические количественные данные по объемной доле у'-фазы и размеру ее частиц в широком диапазоне температур и продолжительностей старения. Описано структурное состояние матричной фазы сплава 45НХТ.
Изучены структурно-фазовые превращения при модифицировании ряда конструкционных материалов концентрированными потоками ионов азота. Определено количественное содержание и размер частиц CrN в имплантированных азотом хромистых сталях. Обнаружено присутствие полей упругих межфазовых деформаций в модифицированных слоях, содержащих частицы CrN, и оценена величина фактора объемного несоответствия Av/v нитридных частиц с матрицей.
Исследована эволюция микроструктуры и механизмы разрушения упрочненных ионами азота поверхностных слоев материалов в процессе контактного нагружения при трении. Показано, что формирование высокопрочных поверхностных слоев с градиентной структурой препятствует включению ротационных мод деформации при трении и замедляет процессы образования и распространения усталостных микротрещин при циклическом на-гружении и, таким образом, существенно увеличивает износостойкость и вы-
13 носливость модифицированного материала. Компьютерное моделирование процессов зарождения и развития локализованных пластических сдвигов в приповерхностных слоях модифицированных материалов при трении позволило установить несоразмерность деформаций граничащих областей, приводящих к деградации материалов с покрытием.
Достоверность полученных результатов и обоснованность выводов обеспечена применением современных физических методов исследования структуры и фазового состава исследуемых материалов, использованием методов вычислительного моделирования, проведением комплексных испытаний механических, триботехнических свойств и характеристик выносливости материалов и модифицированных слоев, развернутым анализом литературных данных.
Научная и практическая значимость работы. Полученные результаты развивают представления о физической природе эффектов дисперсионного упрочнения и открывают новые возможности управления свойствами материалов. Предложенные физические модели явлений, происходящих при механическом нагружении и разрушении материалов с дисперсными частицами разных типов, позволяют прогнозировать их работоспособность в условиях циклического нагружения и фрикционного взаимодействия.
Обнаруженные механизмы локализации деформации в материалах с дисперсными частицами позволяют с новых позиций осветить хорошо известное в науке и практике явление зернограничного проскальзывания, при-
сущего дисперсионно-твердеющим сплавам, а также прогнозировать эффективность дисперсионного упрочнения для материалов с упорядоченным расположением частиц и ультрадисперсным зерном.
Установленные закономерности влияния параметров структуры на прочностные характеристики, выносливость и триботехнические свойства диспер-сионно-твердеющих материалов с интерметаллидным упрочнением могут быть использованы для оптимизации режимов их термической и термомеханической обработки, а также при разработке новых композиций дис-персионно-упрочненных материалов с заранее заданными свойствами.
Результаты исследований структурно-фазовых превращений при модифицировании ряда конструкционных материалов концентрированными потоками ионов азота позволяют установить режимы ионно-лучевой обработки материалов на железной основе, обеспечивающие формирование структур с высоким сопротивлением усталостному и контактному разрушению при трении. Полученные данные могут быть использованы при разработке высокоэффективных экологически чистых технологических процессов ионно-лучевой обработки конструкционных материалов на железной основе.
Предложенный в работе неразрушающий рентгенофазовый метод определения объемной доли упрочняющей у'-фазы в сплавах на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr
- основах может найти применение в научных организациях и на промыш
ленных предприятиях.
Разработанный рентгеноструктурный способ контроля качества закалки изделий из сплавов на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr - основах внедрен на предприятии Минавиапрома.
Разработанные приборы экспонировались на ВДНХ СССР и награждены двумя бронзовыми медалями (1975 и 1987 гг.).
Разработанная технология термической обработки ножей гранулятора, изготавливаемых из сталей 40X13 и 95X18, внедрена на МПО «Химволокно» (г. Могилев).
Разработанные технологические процессы сильноточного ионно-лучевого модифицирования азотом внедрены:
на заводе «Измеритель» (г. Новополоцк), для упрочнения штамповой оснастки;
в ГНУ ФТИ НАНБ (г. Минск) - создан участок для упрочнения поршневых колец автомобильных двигателей.
Новизна технических разработок подтверждена 3 авторскими свидетельствами на изобретения.
Положения, выносимые на защиту:
Закономерности дисперсионного упрочнения Ni-Cr и Fe-Ni-Cr сплавов, раскрывающие в совокупности влияние основных параметров их суб-
15 микроскопической структуры на прочностные свойства, характеризующие сопротивление микро- и макропластическим деформациям. Экспериментально обнаруженное явление пониженной эффективности дисперсионного упрочнения в областях прерывистого распада.
Физические механизмы разупрочняющих процессов, протекающих при длительном старении Ni-Cr и Fe-Ni-Cr сплавов, основанные на учете локализации актов пластической деформации в прослойках матрицы, обедненных выделениями. Образование таких прослоек вызвано статистической неоднородностью распределения частиц по объему зерна, размерной неоднородностью частиц и упорядоченностью в их пространственном расположении, которые усиливаются по мере коагуляционного роста частиц и при измельчении зерна. Вероятность появления прослоек с пониженной плотностью частиц наиболее высока в приграничных объемах зерен.
Совокупность данных по влиянию параметров структуры Ni-Cr материалов с частицами дисперсной фазы на сопротивление разрушению в условиях циклического нагружения и контактного взаимодействия при трении. Экспериментально установленные закономерности снижения сопротивления усталостному разрушению и изнашиванию сплавов при выделении в них частиц с отрицательной величиной фактора объемного несоответствия с матрицей. Модель, связывающая пониженную износостойкость гетерогенных Ni-Cr сплавов с растворением интерметаллидных у'-частиц в областях интенсивного пластического течения и образованием в участках локализованного сдвига микротрещин, распространяющихся в подповерхностные слои и формирующих частицы износа. Закономерности структурно-фазовых превращений в элинварном дис-персионно-твердеющем Fe-Ni-Cr сплаве 45НХТ при различных режимах его термической и механико-термической обработки. Количественное описание основных параметров субмикроскопического строения сплава.
Комплекс результатов исследований структурно-фазовых превращений в модифицированных интенсивными ионными пучками азота поверхностных
слоях материалов на железной основе в зависимости от химического состава материалов, режима их предварительной обработки и параметров ионно-лучевой имплантации. Экспериментально обнаруженное явление образования аморфизированных участков в поверхностных слоях обработанных ионами азота высоколегированных сталей.
Совокупность экспериментальных данных по влиянию структурного состояния и фазового состава модифицированных интенсивными ионными пучками азота поверхностных слоев материалов на железной основе на их сопротивление разрушению в условиях контактного взаимодействия при трении и циклического нагружения. Механизмы разрушения материалов с модифицированными ионами азота слоями в процессе фрикционного взаимодействия.
Личный вклад автора. Результаты работы получены автором лично, а также в сотрудничестве с научными сотрудниками ИМИНМАШ НАНБ, ФТИ НАНБ и ИФПМ СО РАН. Основные исследования, описанные в диссертации, были выполнены лично автором и под руководством автора. Личный вклад автора заключался в выработке гипотезы исследования, постановке задач, их экспериментальном выполнении, анализе и обобщении полученных результатов, разработке физических моделей. Большинство опубликованных работ по теме диссертации написаны автором после обсуждения полученных результатов с соавторами работ.
За цикл совместных работ "Физическая мезомеханика и новые представления о контактном разрушении градиентных материалов; разработка
технологий поверхностной инженерии материалов и конструкций" автор в коллективе соавторов награжден премией имени академика В.А. Коптюга за 2002 г.
Апробация работы. Основные положения и результаты работы докладывались на следующих научных конференциях и совещаниях: "Повышение долговечности и надежности машин и приборов" (Всесоюзная научно-техническая конференция. - Куйбышев, 1981); V, V, VI Всесоюзных совещаниях по старению металлических сплавов (Свердловск, 1984, 1989, 1992);
17 "Пути повышения технического уровня и надежности машин" (Республиканская научно-технич. конференции, Минск, 1986); International Conference "Wear of Materials" WOM95, WOM97, WOM99, WOM2003 (10-1995, 11-1997, 12-1999, 14-2003); Международная научно-техническая конференция "Взаимодействие излучений с твердым телом" ВИТТ-95, ВИТТ-99 (Минск, 1995, 1999); International Symposium "Ion Implantation of Science and Technol-ogy-IIST'97" (Naleczow, 1997); "International Conference on Surface Modification Technologies" (Paris, 1997); "World Tribology Congress" (London, 1997); Вторая Американо - Восточно — Европейская конференция "Новые материалы и технологии в трибологии. - NMTT-97" (Минск, 1997); Международная научно-техническая конференция "Прогрессивные технологии обработки материалов" (Минск, 1998); 14th International Conference "Surface Modification Technologies" (Paris, 2000); IV International Conference "Modification of Properties of Surface of Surface Layers of Non-Semiconducting Materias Using Particle Beams MPSL2001" (Feodosiya, 2001); Международной научно-технической конференции "Надежность машин и технических систем" (Минск, 2001); 6th International Conference "Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows" (Tomsk, 2002); 4-й Международный симпозиум по трибофати-ке ISTF 4 (Тернополь, 2002), VII International Conference "Computer - Aided Design of Advanced Materials and Technologies CADAMT'2003" (Tomsk, 2003); International Workshop "Mesomechaniks: fundamentals and applications (Tomsk, 2003).
Публикации. По теме диссертации опубликовано 72 работы, в том числе монография, 34 статьи, 3 авторских свидетельства на изобретения, 34 тезиса докладов.
Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов, списка литературы и приложений. Работа содержит 471 страницу текста, 155 рисунков и 29 таблиц. Список литературы включает 328 наименований.
Современные представления о природе упрочнения материалов, содержащих частицы дисперсных фаз
Прочностные свойства металлических материалов, в том числе и дис-персионно-твердеющих сплавов, характеризуют их способность сопротивляться пластической деформации и разрушению под действием приложенных внешних нагрузок [30]. Для количественной оценки прочностных свойств обычно используются такие механические характеристики, как предел прочности ав, предел текучести сг0,2 предел упругости Со,оо2 твердость, циклическая долговечность, износостойкость и т.п. [30, 31]. При повышенных температурах прочность сплавов оценивается по величине предела ползучести (Тпл, предела длительной прочности (7дп, горячей твердости, высокотемпературного предела текучести.
Такие механические свойства, как предел прочности, твердость, предел текучести определяются при величине остаточной деформации є 0,2 % и описывает сопротивление сплавов макропластическим деформациям [31, 32]. На величины этих механических характеристик значительное влияние могут оказывать эффекты деформационного упрочнения сплавов [31, 32].
Сопротивление малым пластическим деформациям сплавов, как правило, характеризуется величиной их предела упругости, отвечающего появле-нию остаточной деформации 10 % [31, 33]. Наиболее широкое распространение получило измерение предела упругости при величине є=0,002% (сго.оог)- На значениях предела упругости эффекты деформационного упрочнения сказываются в значительно меньшей степени, чем на такие свойства, как твердость, предел текучести. В связи с этим предел упругости обладает более высокой чувствительностью к структурному состоянию сплавов по сравнению с характеристиками их макротекучести [33].
Высокотемпературные прочностные свойства сплавов в значительной степени зависят от их структурной стабильности, характеризуемой интенсивностью структурных изменений под воздействием высоких температур [31, 32].
Увеличение прочностных свойств дисперсионно-твердеющих сплавов при старении (дисперсионное упрочнение) обусловлено тем, что выделившиеся частицы препятствуют перемещению дислокаций в плоскостях скольжения и тем самым повышают напряжение, необходимое для пластического течения материала. Эффекты дисперсионного упрочнения обычно оцениваются по величине прироста критического напряжения сдвига Ах при выделении частиц второй фазы (Ат = тСОСт - тзак» где тС0Ст и тзак _ соответственно значения критического напряжения сдвига для сплава, находящегося в состаренном состоянии и состоянии гомогенного твердого раствора [34]). Значе-ния критического напряжения сдвига (КНС) определяются либо непосредственно по результатам испытания монокристаллических образцов, либо путем пересчета данных, полученных при испытаниях поликристаллических образцов на (Год или Go,oo2 [30, 32]. Величина дисперсионного упрочнения зависит от особенностей взаимодействия дислокаций с частицами. В соответствии с современными представлениями частицы упрочняющей фазы могут либо перерезаться дислокациями, либо быть для них непроницаемыми препятствиями. В первом случае упрочняющий эффект обусловлен дополнительной работой, требуемой для перерезания выделений. Во втором — работой, затрачиваемой на огибание дислокацией выделений по механизму Орована [35]. Перерезаемые частицы могут являться препятствиями для перемещающихся дислокаций за счет действия следующих факторов [34, 36]: а) упорядоченность в расположении атомов в выделении; б) упругие межфазовые деформации; в) образование дополнительной поверхности раздела между частицей и матрицей; г) различие в энергии дефектов упаковки частиц и матрицы; д) разница модулей упругости частиц и матрицы.
Основной вклад в дисперсионное упрочнение большинства стареющих сплавов (в том числе и сплавов на Ni-Cr и Fe-Ni-Cr основах) вносят упорядоченность в расположении атомов в выделении, а также упругие межфазовые деформации. Наряду с вышеуказанными факторами определенное влияние на эффекты дисперсионного упрочнения может оказывать и статистика расположения частиц выделяющейся фазы в плоскости скольжения. Косвенное влияние на упрочнение состаренных сплавов оказывает размер их зерен, легированность твердого раствора, плотность содержащихся в них дислокаций [37]. Рассмотрим более подробно основные теории дисперсионного упрочнения стареющих сплавов.
Методика рентгенографического определения объемной доли у фазы и размера ее частиц
Рентгеновское исследование сплавов проводилось на дифрактометре ДРОН-2,0 в МоКа, СиКа и СоКа излучениях. Дифрагированный вторичный пучок монохромотизировался с помощью графитового монохроматора НГП-(СиКа и СоК« излучения) и кварцевого монокристалла (МоК излучение). Съемка образцов проводилась при ускоряющем напряжении на рентгеновской трубке 30 —38 кВ и анодном токе 10-20 мА.
Структурное состояние матричной фазы Ni-Cr сплавов изучали по линиям (420) СиК« и (933) МоКа, расположенным на высоких углах рассеяния 29, на которых дифракционные эффекты хорошо разрешаются. Запись интенсивности дифрагированного рентгеновского излучения осуществлялась в режиме сканирования (по точкам) с фиксированным временем счета 100 сек для линии (420) СиК« и 400 сек для линии (933) МоК . Шаг сканирования составлял 0,1. Съемка образцов-шлифов осуществлялась после их электрополирования на глубину 0,2 мм для удаления наклепанного при подготовке образцов слоя. Поскольку исследуемые Ni-Cr сплавы имели сравнительно крупнозернистую структуру (D3 0,1 мм), то с целью уменьшения флуктуации интенсивности дифрагированного излучения при рентгеновской съемке использовалась специальная гониометрическая приставка ГПКМ-3 с комбинированным тройным движением образца [197].
Рентгенографическое изучение частиц у -фазы исследуемых сплавов проводилось на изолированных из матрицы порошках по линиям (111) и (420) СиКа, а также на образцах-шлифах по сверхструктурной линии (ПО) СоК«. Как и в случае матричных отражений, дифракционные линии от у фазы записывали в режиме сканирования с фиксированным временем счета 40 сек на точку для линий (111) и (420) СиК« и 100 сек на точку для сверхструктурной линии (110) СоКа. Шаг сканирования составлял 0,1.
Применение прецизионных методов рентгеновской съемки (монохромотизация дифрагированного излучения, съемка по точкам, использование специальной гониометрической приставки ГПКМ-3) позволило добиться хорошей воспроизводимости рентгеновских данных. Относительная ошибка измерения интенсивности дифрагированного пучка составляла 3-5%. Нахождение углового положения максимума размытой линии проводилось по методу Куколя [198].
Эффективный размер частиц выделившейся у-фазы D (0=(УЭфф)1/3, где УЭфф — эффективный объем частиц), когда значение D было менее 100 нм. определяли по величине физического уширения дифракционной линии с по-мощьюизвестного выражения Селякова-Шеррера [199].
Для нахождения величины физического уширения Р, связанного с размером областей когерентного рассеяния (D), использовался метод аппроксимации. Эффективный размер частиц на поздних стадиях старения оценивался электронно-микроскопически на микроскопе УЭМВ-100К методом тонких фольг (см. раздел 2.5.).
Как уже указывалось в разделе 1.4, определение объемной доли у — фазы в сплавах на Fe-Ni-Cr основе и, в частности, в сплаве 45НХТ, представляет собой достаточно сложную и до настоящего времени не решенную задачу. С целью определения объемной доли у -фазы в сплаве 45НХТ разработан метод [196], основанный на измерении интегральной интенсивности сверхструктурных линий у -фазы. При условии постоянства химического состава и неизменности степени упорядочения у -фазы, интенсивность ее сверхструктурных линий (также, как и структурных) должна передавать объ ємную долю данной фазы. Это условие для большинства исследуемых режимов старения (за исключением, по-видимому, начальных стадий, когда размеры частиц очень малы и степень упорядочения у —фазы может быть невысокой) можно считать хорошо выполняющимся. Поскольку получение путем расчета надежных данных по интенсивности сверхструктурных линий из-за отсутствия точных сведений о распределении различных элементов по узлам кристаллической решетки не представлялось возможным, то поступали следующим образом. Для режима старения 1070 К записывали в молибденовом излучении структурные отражения (933) от матричной и у -фаз. Так как размер у -частиц для этого режима старения был достаточно велик, то указанные линии хорошо разрешались (рис.2.1), что позволило определить в данном случае величину f, которую после геометрического разделения линий и оценки их интегральной интенсивности находили из выражения: f=SBF /(SAF2+SBF ), (2.1) где SA, SB - интегральные интенсивности линии (933) МоКа, соответственно матричной и выделяющейся фаз; FA и FB - структурные амплитуды матрицы и фазы выделения соответственно.
При расчете f принимали FA=FB, поскольку, как показали вычисления (с учетом приближенно оцененного химического состава у —фазы), структурные амплитуды матрицы и выделяющейся фазы мало отличаются друг от друга. Расчет f по данным измерения SA И SB показал, что для режима старения сплава 45НХТ 1070 К — 40 ч объемная доля (обозначим ее fo) составляет 14,5%. Абсолютная ошибка Af определения содержания у -фазы описанным методом не превышала 0,5%.
Объемная доля и размер частиц у'-фазы, величина фактора объемного несоответствия Av/v
В данном разделе приведены результаты систематического исследования структурных параметров типичных Ni-Cr сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ, ХН67ВМТЮ, а также закономерностей их дисперсионного упрочнения и разрушения при различных видах нагружения.
В качестве механических характеристик, отражающих сопротивление сплавов микро- и макротекучести, измерялись величины их предела упругости аодш и твердости HV. Сопротивление разрушению оценивалось по циклической долговечности и износостойкости сплавов.
Рассмотрим вначале данные по параметрам структурного состояния сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ после различных режимов их термической обработки.
В результате быстрого охлаждения (закалки) от температур гомогенизирующего отжига образцы сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ сохраняют структуру однофазного твердого раствора с размером зерна, равным соответственно 0,15; «0,1 и «0,1 мм. Период решетки матричной фазы (у-фаза) исследуемых сплавов в закаленном состоянии составляет: 0,35704 нм - сплав ХН77ТЮР; 0,36018 нм - сплав ХН56ВМТЮ и 0,35920 нм - сплав ХН67ВМТЮ.
Старение сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ в интервале температур 1020-1220 К приводит к выделению в них частиц у -фазы. Результаты исследования объемной доли f и размера у —частиц D для исследуемых сплавов представлены на рисунках 3.1 и 3.2 в виде зависимостей указанных параметров от продолжительности выдержек для температур старения 1020— 1220 К [210]. Полученные кривые являются типичными для дисперсионно-твердеющих сплавов. У всех исследованных сплавов наблюдается достаточно сильная зависимость объемной доли у -фазы от температуры старения. С увеличением температуры количественное содержание у -фазы уменьшается, что обусловлено повышением растворимости алюминия и титана в области высоких температур старения. Наибольшие количества у -фазы в исследованном интервале температур регистрируются при 1020 К и составляют для сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ 13,5; 25,0; 23,0 об.% соответственно. Сравнительно высокие содержания у -фазы в сплавах ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ объясняется присутствием в них больших суммарных количеств Ті и А1. При всех исследованных температурах старения выход объемной доли у -фазы на максимальные значения происходит при D = 18-20 нм. Эта закономерность обусловлена влиянием на равновесную растворимость легирующих компонентов в твердом растворе коллоидного эффекта [211].
Величины объемного фактора Av/v, характеризующие уровень и знак упругих межфазовых деформаций в исследуемых сплавах, определялись по значениям периодов решеток у -фазы ав и матрицы аА в свободном от напряжений состоянии (подробнее см. раздел 3.1.3). Согласно данным рентгеновских исследований значения периодов решеток ав и аА для сплавов ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ составляют с точностью до 0,0001 нм соответственно 0,3590 и 0,3566; 0,3582 и 0,3600; 0,3588 и 0,3587 нм. Это дает для объемного фактора Av/v следующие значения: 0,020 - сплав ХН77ТЮР; -0,015 - сплав ХН56ВМТЮ; 0 - сплав ХН67ВМТЮ. На рисунке 3.3 приведены схемы, иллюстрирующие поля межфазовых деформаций, присутствующие в исследуемых сплавах с неодинаковой по знаку величиной фактора Av/v.
Поскольку наличие полей упругих межфазных деформаций оказывает заметное влияние на форму и пространственное распределение частиц выделяющейся фазы [84, 85], то представляло интерес исследовать морфологию у -выделений в сплавах ХН77ТЮР, ХН56ВМТЮ и ХН67ВМТЮ, имеющих различные по величине и знаку межфазовые напряжения.
Известно [130], что во многих дисперсионно-твердеющих сплавах под влиянием энергии межфазовых напряжений при изотермических выдержках протекают процессы перехода от статистически однородного распределения частиц по объему матрицы к более правильному упорядоченному их расположению. При этом частицы выделившейся фазы вначале выстраиваются в ряды вдоль определенных кристаллографических направлений, а затем из этих частиц формируются достаточно правильные макрорешетки [130, 131]. Подобные явления, в частности, наблюдаются и в никелевых сплавах. Так, например, в сплавах Ni-Al [84, 85], Ni-Ali [131] при старении образуются цепочки из частиц у -выделений с осями, параллельными направлениям 100 . На поздних стадиях старения Ni-Ali сплавов между цепочками у -частиц, ориентированными по направлениям 100 , появляется корреляция, что позволяет характеризовать расположение выделений с помощью простой кубической макрорешетки.
Выполненные в настоящей работе электронно-микроскопические исследования сплавов после различных режимов старения показали, что им также свойственно упорядоченное расположение частиц у -фазы. На рисунке 3.4а приведены электронно-микроскопические фотографии сплава ХН77ТЮР, состаренного при 1120 в течение Зч. Из рисунка можно видеть, что уже на таких сравнительно ранних стадиях старения (D 30 нм) в расположении у -частиц появляется некоторая упорядоченность - значительная их часть выстраивается в цепочки, расположение которых слабо скоррелировано между собой. Форма частиц у -фазы на этих стадиях старения близка к сфе рической. По мере увеличения продолжительности изотермических выдержек при 1120 К, упорядоченность в расположении у -частиц усиливается - цепочки у -частиц трансформируются в сравнительно правильные ряды (см. рис. 3.46), а форма выделений становится близкой к кубической. Возникающая при этом структура, по-видимому, представляет собой промежуточное образование между цепочками выделений и пространственной кубической макрорешеткой из них. Аналогичные изменения в расположении у -частицы наблюдаются и при других температурах старения сплава ХН77ТЮР.
Сплав ХН56ВМТЮ в отношении процессов пространственного упорядочения у -частиц ведет себя подобно сплаву ХН77ТЮР. Следует, однако, отметить, что в сплаве ХН56ВМТЮ по сравнению со сплавом ХН77ТЮР процессы формирования регулярных структур протекают интенсивнее. В частности, в сплаве ХН56ВМТЮ уже на ранних стадиях старения частицы у -фазы имеют выраженное цепочечное расположение (см. рис. 3.5а). С увеличением продолжительности изотермических выдержек цепочки у -частиц трансформируются в правильные ряды (см. рис. 3.56). На поздних стадиях старения большие участки матрицы, располагающиеся между закономерным образом ориентированными рядами у -частиц, практически не содержат выделений (см. рис. 3.5в).
Кинетика изменения количественного содержания у'-фазы и размера ее частиц при старении сплава 45НХТ
У сплава ХН56ВМТЮ объемный фактор Av/v достаточно велик, его абсолютная величина только на 25% меньше, чем у сплава ХН77ТЮР. Поэтому его поля упругих деформаций, также как и в сплаве ХН77ТЮР, должны вносить весомый вклад в упрочнение. Тем не менее, значения Ко.оог и KHv У сплава ХН56ВМТЮ существенно ниже, чем у сплава ХН77ТЮР, и приближаются к их значениям у сплава ХН67ВМТЮ. Объясняется это тем, что упрочняющее действие самих частиц у -фазы сплава ХН56ВМТЮ заметно понижено [210] по сравнению со сплавами ХН77ТЮР и ХН67ВМТЮ, поскольку у -фаза сплава ХН56ВМТЮ содержит небольшие количества Ті (отношение Ті к А1 у нее равно 0,39, см. табл. 3.1).
Рассмотрим теперь величину Кодог/Кну = Лсго.оог/ЛНУ, показывающую, как соотносятся между собой эффекты дисперсионного упрочнения по пределу упругости и твердости. Из таблицы 3.4. видно, что значения отношения Ко.оог /KHV У сплавов неодинаковы: наибольшая величина KO(OO2/KHV У сплава ХН67ВМТЮ, а наименьшая - у сплава ХН56ВМТЮ. Наблюдаемое различие в значениях Ко.оог/Кну у разных сплавов может быть объяснено в рамках развиваемых в работе представлений о снижении сопротивляемости сплавов макро- и особенно микропластическим деформациям при появлении упорядоченности в пространственном расположении частиц дисперсной фазы. Повышенная чувствительность предела упругости к пространственному упорядочению выделений (твердость, как правило, сравнительно слабо реагирует на их пространственное упорядочение) приводит к тому, что при более высоком порядке в расположении частиц величина К оог/Кну принимает более низкие значения (подробно этот вопрос излагается в разделе 3.5).
Действительно, как показывают электронно-микроскопические исследования (см. раздел 3.1), у сплавов ХН77ТЮР и ХН56ВМТЮ с пониженными значениями Ко.оог/Кну уже на ранних стадиях старения появляется определенная регулярность в расположении частиц у -фазы - частицы выстраиваются в цепочки. Особенно отчетливо цепочечное расположение частиц наблюдается у сплава ХН56ВМТЮ, для которого величина отношения Ко,оо2 /KHV минимальна. Напротив, у сплава ХН67ВМТЮ, для которого величина Ко.оог/Кну наиболее высока, какого-либо порядка в расположении частиц на стадиях упрочнения не обнаруживается.
Полученные в настоящей работе данные об эффектах дисперсионного упрочнения ряда стареющих сплавов на Ni-Cr основе однозначно свидетельствуют о линейной зависимости между приростом твердости/предела упругости сплавов и объемной долей выделившейся в них при старении у —фазы, а также об отсутствии зависимости этих характеристик от размера у —частиц [210, 214]. Кроме этого, к настоящему времени опубликован ряд экспериментальных работ, в которых, с одной стороны, установлена линейная зависимость между приростом прочностных свойств (предела текучести и твердости) и объемной долей f выделяющейся фазы [95, 106-09], а с другой - независимость прочностных характеристик от размера выделений в достаточно широком диапазоне его значений [95, 107, 108]. Для объяснения линейной пропорциональности между AHV и f в [107, 108] использовались теории Кел-ли-Никлсона [43] и Мотта-Набарро [55, 54]. Первая из них (теория Келли-Никлсона) учитывает долю прироста критического напряжения сдвига (КНС) Ат, обусловленную упрочняющим действием самих частиц выделяющейся фазы за счет упорядоченного расположения в них атомов разного сорта. Теория Мотта-Набарро рассматривает прирост КНС, который связан с упрочнением от полей напряжений, создаваемых выделениями. При этом в основу расчета положен критерий текучести, постулирующий, что прирост КНС сплава при старении должен превышать среднюю сдвиговую деформацию в матрице, создаваемую частицами выделений [54]. Сопоставление экспериментальных и теоретических данных показало [107, 108], что между ними имеется не только качественное, но и вполне удовлетворительное количественное согласование.
Между тем, как справедливо отмечалось в [54], теория Мотта-Набарро не основана на четкой физической модели. В частности слабым местом модели является недостаточная обоснованность фактически использованного в работе допущения о том, что средняя деформация в матрице адекватна деформации решетки матрицы на расстоянии от выделения, равном половине расстояния между частицами [54]. Отчасти, видимо, по этой причине ее результаты не находили широкого применения при анализе экспериментальных данных. Более последовательный подход к трактовке эффекта упрочнения от полей упругих напряжений используется в работах [56, 60]. В его основе лежит использование так называемого силового критерия, рассматривающего условие равновесия суммарных сил, действующих на дислокацию в матрице от внешних сдвиговых напряжений и полей межфазовых напряжений. Прирост критического напряжения сдвига при этом отождествляется с напряжением, требуемым для преодоления отрезком дислокации L силового барьера F, создаваемого в матрице одним выделением.
