Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Постановка задачи 7
1.1. Анализ современного состояния исследований и разработок в области модифицирования поверхности
1.1.1. Ионное азотирование 9
1.2. Физико-химические основы процессов ионно-плазменного модифицирования поверхности металлических материалов ...
1.2.1. Диаграмма состояния Ti-N 21
1.2.2. Ориентационные соотношения между нитридными фазами.. 24
1.2.3. Свойства Ti-N нитридных фаз 24
1.2.4. Анализ кристалл охимических особенностей фаз внедрения на основе титана 25
1.2.5. Механизм диффузии атомов внедрения в титане 28
1.3. Исследования структуры и свойств модифицированных слоев и покрытий
1.4. Методы исследования покрытий 41
1.4.1. Особенности рентгеновского измерения остаточных напряжений в тонких покрытиях 43
1.5. Неразрушающий контроль поверхностных слоев материалов. 49
1.5.1. Измерение контактной разности потенциалов 49
1.5.2. Методы измерения работы выхода электрона (РВЭ) 52
1.5.2.1. Метод контактной разности потенциалов 53
1.5.3. Измерение толщины покрытий 56
Заключение по литературному обзору 57
Глава 2 Материалы и методы исследования 61
2.1. Материалы исследования 61
2.2. Технология ионного азотирования 61
2.3. Методы исследования 63
2.3.1. Измерение контактной разности потенциалов 64
2.3.2. Рентгеновский метод измерения толщины покрытий 65
2.3.3. Измерение микротвердости тонких покрытий 70
2.4. Методика измерения толщины азотированных слоев 72
Глава 3 Разработка приспособления для измерения контактной разности потенциалов 76
3.1. Описание разработанного приспособления для измерения контактной разности потенциалов 76
3.2. Результаты исследования модифицированной поверхности сплавов титана методом КРП 90
Глава 4 Разработка и применение рентгеноструктурных методов исследования покрытий и газо насыщенных слоев для титановых сплавов и сталей 96
4.1. Измерение протяженности газонасыщенных слоев в титановых сплавах 96
4.2. Измерение остаточных напряжений в газонасыщенных слоях титановых сплавов 99
Глава 5 Практическое применение разработанной аппаратуры и методов для исследования и контроля покрытий и модифицированных слоев в материалах авиационной техники
5.1. Аттестация вакуумной камеры применительно к процессам ионного азотирования 110
5.2. Исследование электроэрозионной обработки жаропрочного никелевого сплава ЭП975ИД 120
Общие выводы по работе , 133
Список используемой литературы 135
Приложение 148
- Физико-химические основы процессов ионно-плазменного модифицирования поверхности металлических материалов
- Особенности рентгеновского измерения остаточных напряжений в тонких покрытиях
- Рентгеновский метод измерения толщины покрытий
- Результаты исследования модифицированной поверхности сплавов титана методом КРП
Введение к работе
Актуальность работы.
Ионно- вакуумное модифицирование поверхности авиационных материалов является эффективным способом повышения их функциональных свойств. При использовании любого метода модифицирования поверхности наиболее важной проблемой является обеспечение воспроизводимости результатов обработки для различных изделий. Это связано с тем, что результат воздействия на деталь высокоэнергетическим потоком частиц зависит от множества параметров, таких как химический, фазовый состав и структурное состояние материала подложки, характеристики потока частиц. Эта проблема актуальна как для нанесения покрытий, когда в результате воздействия потока ионов металла в контролируемой атмосфере реакционного газа происходит плазмохимическая реакция образования фазы внедрения (в основном нитридов и карбидов переходных металлов), так и для ионного газонасыщения, когда на поверхности детали образуется твердый раствор внедрения на основе материала подложки. Кроме того, структурное состояние и свойства поверхностных слоев существенно изменяются в результате различных технологических операций, таких как резка, механическая и термическая обработка.
В этой связи получили развитие различные методы исследования и контроля поверхностных слоев, такие как измерение поверхностного потенциала, рентгеновские методы определения остаточных макронапряжений, фазового состава, параметров кристаллической решетки, дисперсности структуры и кристаллографической текстуры. Вместе с тем особенности формирования структуры поверхности при использовании ионно-вакуумных технологий требуют существенной модификации аппаратуры, стандартных методик и способов интерпретации результатов измерения.
5 Таким образом, исследования и разработки, направленные на совершенствование аппаратурного обеспечения и развитие новых методов исследования структуры и свойств поверхности конструкционных и функциональных материалов с покрытиями и модифицированными поверхностными слоями являются актуальными.
Научная новизна
Разработана методика определения поверхностного потенциала, основанная на измерении электрической составляющей поля над металлическим образцом, пропорциональной разности работ выхода электронов из измерительного зонда и измеряемого объекта.
Установлено, что ионное азотирование титановых сплавов приводит к изменению знака поверхностного потенциала с отрицательного на положительный вследствие уменьшения работы выхода электрона, что связано со сменой преобладающего ионного типа химической связи у оксидов титана на ковалентный у нитридов титана с соответствующим уменьшением эффективного заряда и размера аниона.
Разработана методика неразрушаю щего рентгеновского контроля толщины газонасыщенных слоев в сплавах титана на основе экспериментального измерения и расчетов интенсивностей рассеяния от диффузионных поверхностных слоев с переменным периодом решетки твердого раствора внедрения.
Разработана методика разделения рентгеновских дифракционных эффектов, возникающих от изменения состава твердого раствора внедрения и от упругих напряжений для металлов с кубической и гексагональной решетками. Методика позволяет одновременно определять химический состав и величину остаточных напряжений в поверхностных слоях.
Показано, что электроэрозионная резка никелевого жаропрочного сплава ЭП975ИД, сопровождающаяся оплавлением поверхностных слоев, приводит к насыщению этих слоев углеродом до
6 4,2 масс. %, образованию карбидной фазы с кубической решеткой (а ~ 4,25 - 4,27 А) и к возникновению остаточных растягивающих напряжений, достигающих величины 1200 МПа. Практическая значимость работы.
1. Создано приспособление и разработаны методические рекомендации для неразрушаю щего контроля энергетического состояния поверхностных слоев материалов на различных стадиях и онно-вакуумной обработки, который нашел практическое применение при отработке технологии и неразрушающем контроле изделий авиационного и медицинского применения.
Разработана система аттестации ионно-вакуумных установок с использованием измерения КРП для определения эффективности операций ионной очистки и ионного азотирования.
На основе исследования остаточных напряжений, фазового и химического состава в поверхностных слоях никелевого жаропрочного сплава после электроэрозионной резки рекомендовано введение финишной операции удаления поверхностного слоя колеса турбины ТРД вспомогательного типа. Рекомендации использованы предприятием «Аэросила» (г. Ступино, Моск. обл.), что обеспечило повышение эксплутационной надежности двигателя.
Физико-химические основы процессов ионно-плазменного модифицирования поверхности металлических материалов
Модифицирование поверхности конструкционных материалов и инструмента является эффективным способом повышения их функциональных свойств [1-5]. В настоящее время для этих целей применяют ионную имплантацию, ионное азотирование, нанесение ионно-вакуумных покрытий, а также комбинированные методы нанесения покрытий, включающие ионное азотирование с последующим нанесением покрытий в одном технологическом цикле или нанесение покрытий с последующей аморфизацией поверхностных слоев методом ионной имплантации или ионного азотирования [6-12], Выбор оптимальной технологии модифицирования поверхности определяется требованиями, которые предъявляются к данному объекту.
Для ионной имплантации характерно немонотонное влияние на свойства дозы облучения. Так в работе [8] отмечена немонотонная зависимость износостойкости титанового сплава T-6A1-4V от дозы имплантированных ионов N\ Скорость износа снижается в 3-4 раза при дозе 2,5x10 ион/см , затем резко увеличивается практически до исходного значения после дозы 5x10 ион/см , снижается более, чем на порядок при дозах 1хЮ ион/см , При этом микротвердость (Р=0,1 Н) монотонно повышается от 3,5 ГПа до 5,5 ГПа при дозе 5хЮ17 ион/см2. Содержание азота в поверхностных слоях оценивали методом обратного резерфордовского рассеяния. Авторы связывают высокие трибологические свойства ионно имплантированного Ti-6A1-4V сплава с благоприятным сочетанием прочностных свойств азотированного подслоя и поверхностного слоя ТіОг , выступающего в роли смазки. При этом положительный эффект от такого сочетания слоев реализуется при низких дозах облучения, когда концентрация азота в подслое не превышает 6 ат.% и этот слой состоит из твердого раствора азота в титане, а также при высоких дозах облучения, когда подслой содержит 14% азота и состоит из смеси Ti2N и TiN нитридов. Промежуточные дозы облучения дают подслой, состоящий из TiN0,3 нитрида, который не обеспечивает благоприятного сочетания в плане трибологических характеристик с ТІО2.
Тем не менее, анализ последних исследований в этой области показывает, что ионная имплантация характеризуется рядом недостатков. Комплексное исследование влияния ионной имплантации бором, азотом и углеродом на коэффициент трения, микротвердость и скорость износа СоМоСг в паре с HDPE [9] показало, что имплантация всех перечисленных элементов приводит к повышению коэффициента трения, микротвердости и скорости износа. Связано это с тем, что используемые при ионной имплантации ионы высокой энергии (-50 кэВ) приводят к распылению элементов из тонкого поверхностного слоя, при этом происходит преимущественное распыление компонентов сплава (интенсивность распыления пропорциональна атомному номеру элемента и энергии когезии) в результате чего на поверхности образуются твердые частицы боридов, нитридов или карбидов, которые ответственны за быстрый износ HDPE.
Процесс ионного азотирования осуществляется при существенно более низких энергиях ионов (—1 кэВ). Оптимальная величина энергии ионов выбирается с учетом того, чтобы распылить поверхностные окислы, образующиеся из-за присутствия в азоте остаточного кислорода. Скорость распыления кислорода в функции энергии ионов характеризуется широким максимумом и изменяется не более чем на 25% в интервале энергий 0,5 - 50 кэВ, однако снижается в 10 раз при энергии ионов 50 эВ. Скорость распыления учитывается также при оценке эффективной глубины азотированного слоя. Так при ионном азотировании нержавеющей стали при энергии ионов 0,7 кэВ , плотности тока 2 мА/см и температуре процесса 400C в результате распыления толщина азотированного слоя уменьшается на -20%.
Процесс ионного азотирования в настоящее время является наиболее перспективным из всех процессов химико-термической обработки [10-15]. В описан процесс азотирования в плазме тлеющего разряда. При возникновении разрядов, в частности тлеющего, происходит образование положительных ионов из атмосферы аммиака, азота или смеси водорода и азота при разряжении 133-665Па и рабочем напряжении 350-550В. При этом на деталь подается отрицательный потенциал, т.е. она являться катодом. Процесс ионной обработки включает стадии вакуумирования, катодной очистки, нагрева тлеющим разрядом, азотирования и охлаждения. При катодном распылении происходит активация поверхности и разрушение оксидных пленок. Катодное распыление проводится в течение 5-6 минут при напряжении 1100-1400В и давлении 13,3-26,6Па. При ионном азотировании в разряженной азотсодержащей атмосфере между катодом (деталью) и анодом возбуждается тлеющий разряд, и ионы газа бомбардируют поверхность катода, нагревают ее до температуры насыщения. Хорошие результаты получены при циклическом азотировании, когда стадии насыщения чередуются со стадиями диффузионной выдержки, в течение которой отключается высоковольтный разряд.
Ионная обработка имеет следующие преимущества перед процессами обработки в обычных печах: большая скорость насыщения и значительное сокращение общего времени процесса, получение диффузионных слоев заданного состава и строения, возможность регулирования процессов; возможность обработки пассивирующихся материалов; высокая экономическая эффективность процесса, повышенный коэффициент использования электроэнергии, а также насыщающих газов; не токсичность процесса, соответствие требованиям по охране окружающей среды. Установка для химико-термической обработки в тлеющем разряде состоит из рабочей вакуумной камеры, в которую помещают детали (катод), вакуумной системы, газоприготавительной установки, блоков питания и управления. В нашей стране разработана серия промышленных установок для ионного азотирования, рассчитанных на широкую номенклатуру деталей. В частности ОКБ-1566 (диаметр D = 900 мм, высота Н = 1200 мм) с двумя нагревательными камерами, НТВ 26,6/6-И1 (D = 600 мм, Н = 600 мм) с одной нагревательной камерой и НШВ-9,18/6-М2 (D = 900мм, Н = 1800мм) с двумя нагревательными камерами.
Особенности рентгеновского измерения остаточных напряжений в тонких покрытиях
В работе [9] исследовали влияние последующей после напыления TiN покрытия обработки ионной имплантацией на трибологические свойства покрытий. Для исследования структуры использовали рентгеновский метод скользящего пучка.
Покрытия толщиной 2,5-3 мкм облучали дозой 0,5-6 1017 ион хсм"2, энергия ионов в ионном имплантере варьировалась от 60 до 100 кэВ. Глубина проникновения рентгеновского пучка варьировалась от 0,1 до 2,8 мкм при увеличении угла падения от 0,5 до 20 в соответствии с уравнением: xc=[siny sin(20-y)]/ji[siny + sin (20-у)]. ц=87б см"1 (1.8)
Показано, что в поверхности покрытия после имплантации при средних значениях дозы происходит частичная аморфизация структуры. В этих же слоях происходит увеличение параметра решетки и уменьшение остаточных напряжений. Важно, что для одного образца релаксации напряжений не обнаружено и он показал наилучшие свойства при испытании инструмента. Микротвердость снижается в результате имплантации и тем больше, чем больше аморфизация поверхностного слоя.
В работе [73] исследовали влияние ионного азотирования и нитроцементирования на структуру и трибологические свойства порошковой стали (0.75С, 0.32 Mo, 4.2 Ni, 1.57 Си). Азотирование проводили при 500-600С в смеси N2:H2=80:20 с добавлением 1-2% СН4 при нитроцементировании. Рентгеновский анализ показал, что после компактирования при 520С, Зч. присутствуют окислы Fe304 и Ре20з, которые исчезают после ионного азотирования, при этом появляется у фаза, нитроцементирование приводит к образованию Fe3C фазы. Сопротивление износу увеличивается при нитроцементировании по сравнению с азотированием, также повышается сопротивление усталостному разрушению.
В [74] исследовали влияние N и О на трибологические характеристики аустенитной нержавеющей стали. Насыщение азотом приводило к изменению текстуры и аморфизации поверхностных слоев при 25 ат.% N. Насыщение кислородом выше 36 ат.% приводило к аморфизации, а выше 40 ат.% к образованию М3О4 шпинельного типа соединения (M=Fe-25%Cr-20%Ni). Азотирование давало сжимающие напряжения -700 МПа, а накислороживание сжимающие напряжения -1500 МПа. NO обработка давала более высокие сопротивления износу по сравнению с N обработкой из-за более низкого коэффициента трения (0,2 для NO и 0,6 для N).
В [75] изучено влияние добавок иттрия на структуру и жаростойкость TiAlN покрытий. Раннее было показано, что 2 ат.% Y повышает жаростойкость от 900 до 950С. Один из катодов был хром, два других ТІА1 или TiAlY0ioi, а четвертый TiAl, TiAlY0 o4, TiAIYo.oi. Раннее было показано, что покрытия с неоднородным распределением Y, полученные с помощью одного катода, содержащего иттрий, дают существенно более высокие значения микротвердости (НКо,о25=2700) по сравнению с однородным распределением, когда все три катода содержат иттрий. В последнем случае НКо,о25=2400, как и для покрытий без иттрия.
Отжиг при 900С, 1 час приводит к релаксации остаточных напряжений от -6,8 до 2,3 ГПа, табл. 1.6. XPS спектры для О Is показали наличие трех пиков, соответствующих С-О, А1-0 и Ti-O. При этом их соотношение меняется с температурой. Температурная зависимость интенсивностеи пиков Al-O и Ti-О показывает, что для Тіо АІо зСго.зИ покрытия до 875С преобладает пик А1-0, а при более высоких температурах - Ті-О. Для покрытия Тіо,4зА1о,52Сго,зУо,2 N этот переход соответствует температуре 925. При окислении покрытий Y и Сг сегрегируют соответственно в ТіОг и АІ2О3.
Исследовали механизм разрушения пленок TiN на проволоке из нержавеющей стали (типа 12Х18Н10Т) диаметром 230 мкм [76]. Пленки наносили ионным напылением с полым катодом. Толщины покрытий варьировались в поперечном сечении от 1 до 3,5 мкм (обратная и прямая ориентация по отношению к катоду - без вращения). Радиальные трещины образовывались после 4% деформации преимущественно в более толстых частях, в тонкой части преимущественно образовывались наклонные (сдвиговые) трещины. Рассчитано объемное распределение напряжений в покрытии и подложке. В подложке все напряжения растягивающие, максимальные в осевом (9,9 ГПа при 5% деформации и 1,9 ГПа при 1%) минимальные в радиальном направлении, при этом радиальные и тангенциальные напряжения увеличиваются пропорционально толщине покрытий. Для покрытий радиальные и осевые напряжения растягивающие, тангенциальные - сжимающие. Для 1% деформации: 6.0,-190,8 и 6354 МПа и для 5% соответственно для радиального, тангенциального и осевого: 266, -8445 и 29955 МПа. Сдвиговую прочность покрытия рассчитывали из соотношения:
7i8tffAmax (1.9) где: TUSS- предел прочности на сдвиг; 5- толщина пленки; of - напряжение разрушения. Принимая Е=640 ГПа для TiN и упругую деформацию при разрушении - 4% (из эксперимента) ст(=25,6 ГПа; ,тах - расстояние между трещинами. Подставив значения Хтах= 30 мкм, получили из уравнения TUSS= 9,87 ГПа для TiN/сталь межфазной поверхности для толщины покрытия 3,5 мкм. С учетом остаточных сжимающих напряжений (-5,5 ГПа) эта величина снижается до 7,75 ГПа (TUSS= Я5 (25,6-5,5)/ Хтах =7,75 ГПа).
Исследовали [77] ресурс инструмента из быстрорежущей стали Т-15 с напыленными магнетронним методом покрытиями карбидов и нитридов ТІ, Zr и Hf. В табл.1.7 представлены значения микротвердости покрытий (5мкм) и для сравнения монолитных материалов.
Рентгеновский метод измерения толщины покрытий
Проведенные исследования показали, что электронный нагрев при токе дуги 100 А обеспечивает разогрев изделий до 300С в течение 5 минут. Увеличение концентрации азота в смеси газов аргон-азот приводит к увеличению температуры нагрева подложки при тех же значениях тока дуги.
Повышение тока дуги приводит к интенсифицированию разогрева подложки и в течение 20 минут температура достигает 600С. Однако при этом необходимо учитывать, что электронный нагрев приводит к повышению температуры поверхностных слоев детали, поэтому для более равномерного нагрева всего объема изделия необходимо осуществлять ступенчатый нагрев. В этом случае обеспечивается интенсивный нагрев подложки при токе дуги 150 А, последующее понижение тока дуги способствует выравниванию температуры во всем объеме, что особенно важно для крупногабаритных деталей.
Таким образом, сочетание газового ускорителя и электронного нагрева позволяет полностью очистить поверхность и провести ее активацию для обеспечения эффективности диффузионных процессов.
Фазовый состав диффузионных слоев после проведения процессов модифицирования исследовали с помощью рентгеновского дифрактометра Дрон-4 с использованием излучений FeKo, СоКд, СиКа и МоКа для оценки структуры на различной глубине. Для титанового сплава рентгеновским неразрушающим методом определяли толщину диффузионных слоев.
Для определения толщины покрытий TiN использовали рентгеновский флюоресцентный метод, основанный на эффекте поглощения первичного пучка жестких рентгеновских лучей в материале покрытия, возбуждении вторичного (флюоресцентного) рентгеновского излучения в материале подложки, поглощении этого излучения в материале покрытия и регистрации вышедшего из покрытия Fe-излучения. Распределение элементов по глубине никелевого сплава после ЭЭР осуществляли с помощью оптико-эмиссионного спектрометра тлеющего разряда (glow discharge OHS SA2000 LECO) в лаборатории «ЛЕКО-ИМЕТ», а также метода ядерного обратного рассеяния (ЯОР) на ускорителе НИИЯФ им Д.К Скобельцина (МГУ).
Об интенсивности электронных процессов на поверхности металлов под воздействием внутренних и внешних факторов можно судить по изменению работы выхода электрона. Работа выхода электрона (РВЭ) по величине равна энергии удаления электрона из кристаллической решетки металла. Ее можно измерять различными способами: автоэлектронным, фотоэлектрическим, способом контактной разности потенциалов (КРП) и др. Метод КРП может применяться в любой среде, не внося в структуру металлической поверхности каких-либо возмущений и, позволяя в широком диапазоне варьировать условия эксперимента.
Известно, что значение РВЭ материала само по себе не дает прямой информации о его химическом составе и структуре. Однако существование определенных связей РВЭ с другими свойствами материала позволяет косвенно судить об изменении его состава и свойств. Широкое применение РВЭ для контроля свойств материалов стало возможным лишь с распространением методов невакуумного измерения. При этом наиболее универсальной является метод измерений РВЭ на воздухе. Метод измерения РВЭ включен в ГОСТ 18 353-79 в качестве метода неразрушающего контроля.
По значению КРП металлы располагаются в так называемом ряде Вольта: каждый металл данного ряда при контакте с одним из последующих заряжается положительно. Значения КРП зависят от температуры, поверхностного уровня энергии, слоя различных веществ на поверхности, адсорбированных газов, изменения уровня Ферми в результате химических и структурных изменений. Поэтому метод КРП можно применять для изучения природы адсорбции различных веществ на поверхности твердого тела; исследования механизма окисления; коррозионных процессов; определения антифрикционных свойств конструкционных материалов, смазывающих и адгезионных способностей различных веществ, а также для выявления свойств масел и смазок в процессе их эксплуатации.
Наиболее перспективны для использования в лабораторных условиях и на производстве для экспресс-контроля состояния поверхности являются устройства разработанные на основе изменения КРП с помощью статического конденсатора.
На основании анализа применяемых схем устройств по замеру поверхностного потенциала с учетом их недостатков была разработана новая схема устройства: анализатор состояния поверхности - модернизированный, компьютерный (АЭСП - МК.ОЗ). Прибор АЭСП состоит из измерительного датчика, платы АЦП, монтируемой в свободный слот ISA системного блока компьютера. Электронная схема измерения величины поверхностного потенциала размещается в корпусе датчика, имеющего тройную защиту от воздействия внешнего возбуждения. После измерения полученный сигнал идёт на плату АЦП, встроенную в системный блок компьютера. Обработанный сигнал в графическом виде поступает на монитор. Величина поверхностного потенциала ( р) определяется экстремальной точкой графика и для различных металлов имеет свое определенное значение и область расположения на координатной сетке. Одной из фундаментальных трудностей любых процессов нанесения покрытий являются вариации толщины покрытий как от партии к партии, так и в пределах одной партии. Поэтому обязательным требованием для обеспечения качества покрытий является неразрушающий контроль толщины покрытий. При этом необходимо осуществлять контроль не только на стадии отработки новой технологии или при аттестации нового оборудования, а также всех ответственных деталей, обрабатываемых по стандартной технологии, ввиду нестабильности работы установок и наличия многочисленных трудно контролируемых факторов, влияющих на скорость напыления. Ренгенофлюоресцентный метод определения толщины покрытий основан на эффекте поглощения первичного пучка жестких рентгеновских лучей в материале покрытия, возбуждении вторичного (флюоресцентного) рентгеновского излучения в материале покрытия и регистрации интенсивности вышедшего из покрытия излучения, рис.2.2.
Результаты исследования модифицированной поверхности сплавов титана методом КРП
Фазовый состав сплава характеризуется наличием у/у твердого раствора и дополнительных линий, соответствующих карбидной фазе с решеткой NaCl и параметром а=4,25-4,27 А. При этом интенсивность линий карбидной фазы несколько увеличивается после отжига.
На рис.5.7. приведены значения параметров решетки сплава, вычисленные из различных межплоскостных расстояний для материала в исходном состоянии после травления, механической шлифования, обработки по режиму "А" (чистовой режим) и обработки по режиму "Б" (черновая обработка).
Следует обратить внимание на различный характер изменения параметров решетки для рефлексов (hkl), которые соответствуют отражению рентгеновских лучей от зерен, в которых соответствующие плоскости (hkl) расположены параллельно плоскости образца. Для исходного образца с удаленным с помощью травления наклепанным слоем параметр решетки, вычисленный из различных межплоскостных расстояний, имеет практически одинаковую величину для всех (hkl) и составляет 3,580-3,582 А, что свидетельствует об отсутствии в нем остаточных напряжений и градиента состава по глубине. Шлифовка приводит к существенному изменению параметров решетки, при этом максимальное значение параметра соответствует рефлексу (200), а минимальное (111). Это свидетельствует о формировании остаточных напряжений сжатия, величина которых, рассчитанная из уравнения (4.14 гл.4) составляет -570МПа. Обработка по режиму "А" приводит к принципиальному изменению соотношения параметров решетки, вычисленных из межплоскостных расстояний для различных (hkl) рефлексов - минимальное значение параметра решетки соответствует (200), а максимальное (111). Такое соотношение деформаций решетки для Ni соответствует растягивающим напряжениям. При этом характер зависимости параметра решетки от (hkl) свидетельствует также о наличие градиента параметров решетки. (состава) и величины остаточных напряжений. Градиент состава можно оценить по разнице параметров решетки, вычисленных из (111) и (222) рефлексов. Градиент остаточных напряжений может быть получен из уравнения (4.14 гл.4), если вычислить остаточные напряжения для двух пар рефлексов: (111) и (200) соответствующим проникновение в слой =вмкм, а вторые (311) и (222) слою 5мкм. Для первой пары рефлексов величина остаточных напряжений составляет «800МПа, а для второй и200МПа, что свидетельствует о резком снижении растягивающих напряжений на глубине 3- -5мкм. Образцы по режиму В характеризуются наличием высоких растягивающих напряжений (д;1200МПа), близких к пределу текучести сплава и отсутствием градиента состава и остаточных напряжений, по крайней мере в поверхностном слое 123 S=5MKM, ЧТО естественно для черновой обработки, которая характеризуется более протяженной дефектной зоной. На рис.5.8 - 5.12. представлены результаты измерения параметров решетки для образцов, обработанных по режиму В и подвергнутых отжигу при 400, 500, 600 и 800С с различным . Из этого рисунка видно, что отжиг при 400С практически не изменяет состояние поверхностного слоя. Отжиг при 600С приводит к заметному снижению параметров решетки, но величина остаточных напряжений остается неизменной. Только отжиг при 800С приводит к релаксации растягивающих остаточных напряжений. Измеренное с помощью LECO) распределение легирующих элементов в сплаве (А1, ТІ, Со, W, Мо, Сг) для обоих режимов характеризуется одинаковыми закономерностями - поверхностные слои обеднены легирующими элементами и обогащены никелем. Кроме того, в поверхностных слоях наблюдается повышение концентрации углерода, «19ат.% и »25ат.% на поверхности, соответственно для режимов "А" и "Б". Таким образом, ЭЭР приводит к оплавлению поверхностных слоев сплава, перераспределению легирующих элементов, обогащению углеродом 130 и возникновению остаточных напряжений. Тем не менее, экспериментальные результаты, полученные различными методами, не всегда согласуются между собой и требуют критического рассмотрения. Результаты измерения остаточных напряжений рентгеновским методом и методом стравливания поверхностных слоев (метод Давиденкова) дает качественно близкие результаты. Оба метода показали наличие растягивающих остаточных напряжений, однако глубина распространения этих напряжений для второго метода существенно выше. Характер распределения углерода в поверхностных слоях, рис. 5.14, а также металлографические исследования показали, что зона с измененным составом и структурой ближе к результатам, полученным рентгеновским методом. ЭЭР приводит к возникновению значительных растягивающих напряжений, величина которых зависит от энергетических параметров обработки. Черновой режим (высокая скорость резки) дает напряжения -1000-1200 МПа, которые сохраняют свою величину в поверхностном слое -5 мкм. Чистовой режим дает на поверхности напряжения 800 МПа, которые резко снижаются при удалении от поверхности 3 мкм, в результате чего средняя величина напряжений в слое 5 мкм составляет 400 МПа. Заметная релаксация остаточных напряжений наблюдается только после отжига при 800С. Существенно более сложным и неоднозначным по сравнению с остаточными напряжениями представляется интерпретация изменений химического и фазового состава поверхностных слоев в результате ЭЭР и последующих отжигов. Результаты определения химического состава показывают, что ЭЭР приводит к насыщению поверхностных слоев углеродом и перераспределению легирующих элементов сплава. Кроме того, в поверхностных слоях наблюдается увеличение параметра решетки сплава после ЭЭР, который затем снижается после отжигов, рис.5.13. ЭЭР приводит к снижению концентрации легирующих элементов в поверхностных слоях и увеличению содержания углерода. Растворимость углерода в никеле незначительна и трудно ожидать, что увеличение параметра решетки твердого раствора можно объяснить образованием пересыщенного твердого раствора углерода при быстрой кристаллизации, тем более, что содержание легирующих элементов в сплаве, которые повышают параметр решетки никеля, снижается в результате ЭЭР. Кроме того, часть легирующих элементов связывается углеродом при образовании карбида, дифракционные линии которого наблюдали после всех видов ЭЭР и отжигов. Это должно вносить дополнительный вклад в снижение параметра решетки твердого раствора. Более вероятно, что увеличение параметров решетки твердого раствора никеля обусловлено следующим. Быстрая кристаллизация насыщенного углеродом расплава приводит к формированию неравновесного карбида Ni3C и равновесных карбидов с решеткой NaCl, типа МеС, где Ме= ТІ, Cr, W, Nb. Содержание углерода в поверхностных слоях составляет 10-13 ат.% по данным ЯОР (рис.5.14) и 20-25 ат.% по данным LECO, даже если принять значение концентрации углерода в 15 ат. %, то если этот углерод поровну распределился по фазам NijC и МеС (по 7,5 ат.%) это даст уменьшение содержания никеля в твердом растворе на 22,5%, а снижение концентрации легирующих только на 7,5%, что приведет к увеличению концентрации легирующих элементов от 45 ат. % в исходном сплаве до 54% после образования карбидных фаз.
