Развитие комплексного электронно-ионно-плазменного метода модификации поверхности материалов и изделий | Изв. вузов. Физика. 2020. № 10. DOI: 10.17223/00213411/63/10/174

Развитие комплексного электронно-ионно-плазменного метода модификации поверхности материалов и изделий

Обнаружены закономерности модификации элементного и фазового состава и дефектной субструктуры, механических и трибологических свойств углеродистой стали при комбинированной обработке в едином вакуумном цикле. Проведено формирование в едином вакуумном пространстве пленок Si+Nb, толщиной 1 мкм каждая, на образцах из стали 40Х на установке «КОМПЛЕКС» магнетронным (Si) и электродуговым (Nb) методами с плазменным ассистированием. Высокоскоростное плавление системы пленка (Si+Nb) / сталь 40Х-подложка осуществлялось интенсивным импульсным электронным пучком. Выявлен режим облучения системы пленка (Si+Nb) / (сталь 40Х)-подложка (50 Дж/см2, 200 мкс, 3 имп.), позволяющий сформировать поверхностный слой, характеризующийся высокой твердостью, равной 9600 МПа (в 3.3 раза превышающей твердость стали 40Х в исходном (феррито-перлитная структура) состоянии), и износостойкостью, более чем в 15 раз превышающей износостойкость исходной стали 40Х. Показано, что высокие прочностные и трибологические свойства стали обусловлены образованием частиц упрочняющей фазы (Nb5Si3 и Nb3.61Si0.39, Nb08Fe02, SiC, NbO2) и сравнительно большой (до 30 мкм) толщиной упрочненного слоя.

Development of the combined electron-ion-plasma method of surface modification of materials and articles.pdf Введение Последние исследования показали перспективность модификации поверхности металлов и сплавов путем комбинированной обработки - напыления тонких пленок различных элементов с последующим перемешиванием под действием высокоэнергетических импульсных электронных пучков [1, 2]. Результатом такой обработки является градиентная структура поверхностного слоя с плавным изменением концентрации легирующих элементов по глубине, что позволяет значительно повысить прочностные и трибологические характеристики материала. Существенным недостатком такого метода модифицирования поверхности является неравновесный характер формирующихся структур, который восстанавливается до равновесного при длительной эксплуатации при повышенных температурах. В связи с этим востребованным является технология обработки материалов, которая позволяет повысить их служебные характеристики (твердость, прочность, износостойкость и др.) за счет описанных выше процессов, сохранив при этом термическую стабильность структуры. В этом направлении активно ведутся работы, в которых уделяется особое внимание многокомпонентным (трех- и более элементным) покрытиям, обладающим сложной многофазной нанокристаллической или аморфной структурой и имеющим уникальные свойства, такие, как сверхтвердость (≥ 40 ГПа) [3], стойкость к окислению при высоких температурах (> 1000 °С) [4], низкий коэффициент трения (≤ 0.1) [5]. В работах [5-8] показано, что одними из перспективных классов термически стабильных соединений (в том числе и в воздушной атмосфере) являются силициды тугоплавких металлов (Nb, Mo, Zr, Cr, Ti), которые обладают высокой температурой плавления, низкой диффузионной подвижностью кислорода в их кристаллических решетках. Силициды переходных металлов рассматриваются в последнее время как кандидаты для замены никелевых суперсплавов при изготовлении лопаток газовых турбин. Силициды ниобия и титана являются интересными как с научной, так и с технологической точки зрения ввиду их высокой температуры плавления, сопротивлению высокотемпературной ползучести и низкой плотности по сравнению с теми же никелевыми суперсплавами. В системе Nb-Si существует три стабильных силицида [9] - Nb3Si, стабильность которого ограничивается температурным интервалом 1700-1980 °С, а ниже 1700 °С данный силицид распадается на Nb и силицид Nb5Si3, последний из которых обладает максимальной температурой плавления 2520 °С, силицид NbSi2 имеет температуру плавления 1927 °С. Однако описанные силицидные фазы проявляют ограниченную способность к пластической деформации, что существенно снижает их практическое использование. Цель настоящей работы - выявление закономерностей модификации элементного и фазового состава и дефектной субструктуры, механических и трибологических свойств углеродистой стали при комбинированной обработке в едином вакуумном цикле, включающей нанесение покрытий тугоплавкого металла и кремния и облучение высокоинтенсивным импульсным электронным пучком для получения поверхностного слоя с улучшенными прочностными и трибологическими свойствами. Экспериментальная установка, материал и методики исследования В качестве материала подложки использовали сталь 40Х, предварительно термически обработанную на феррито-перлитную структуру. Образцы имели форму цилиндров высотой 10 мм и диаметром 15 мм. На полированную поверхность образцов стали на установке «КОМПЛЕКС» последовательно наносили тонкие (1 мкм) пленки кремния и ниобия. Нанесение пленки кремния проводили магнетронным, а пленки ниобия - электродуговым методами с плазменным ассистированием. Далее полученную систему пленка / подложка облучали импульсным электронным пучком в режиме совместного плавления с поверхностным слоем стали. Схема эксперимента представлена на рис. 1. Установка «КОМПЛЕКС» состоит из двух функциональных модулей: объемной ионно-плазменной обработки 17 и электронно-пучковой обработки 10, расположенных в едином вакуумном объеме и разделенных шибером 19, который предотвращает попадание продуктов напыления в камеру электронно-пучковой обработки. Установка оснащена 3D-манипулятором, позволяющим перемещать обрабатываемые образцы и детали из одного модуля в другой, а также перемещать их в пространстве для обработки сложных поверхностей. Нанесение покрытия проводилось в рабочей камере 17 (рис. 1) при нижнем положении шибера 19, который лишь незначительно уменьшает скорость откачки напылительной камеры и препятствует попаданию распыляемых в камере 17 материалов на элементы камеры электронно-пучковой обработки 10. После выполнения цикла вакуумной откачки (достижения предельного давления не выше 6.610-3 Па) перед напылением пленки производилась ионно-плазменная очистка и нагрев образцов с помощью плазмогенератора «ПИНК» в атмосфере аргона при давлении 0.1-0.5 Па. Образцы размещались на держателе 100150 мм, установленном напротив плазмогенератора «ПИНК» 13. Ионно-плазменная очистка поверхности образцов проводилась в течение 20 мин. Ток разряда при этом устанавливался в пределах 10-80 А, напряжение смещения, подаваемое на держатель образцов, плавно повышалось вплоть до максимального значения -1000 В, относительно заземленной камеры. После очистки поверхности образцов на нее производилось последовательное напыление пленок Si и Nb. Во избежание растрескивания Si-мишени напыление кремния осуществлялось плазменно-ассистированным магнетронным методом (при одновременной работе плазмогенератора «ПИНК») в течение 67 мин при установке образцов напротив магнетронного распылителя 11. Последующее нанесение пленки Nb выполнялось вакуумно-дуговым плазменно-ассистированным методом при установке образцов напротив дугового испарителя 15 в течение 12 мин. Ток разряда дугового испарителя устанавливался равным 80 А, ток «ПИНКа» составлял 30 А, напряжение смещения при напылении - 35 В, давление при напылении поддерживалось в пределах 0.1 Па. Все вышеперечисленные режимы очистки поверхности и напыления на нее пленок были выбраны после предварительной оптимизации. За процессом напыления проводилось электронно-пучковое перемешивание поверхностного слоя системы пленка / подложка. Для высокоскоростного плавления системы пленка (Si+Nb) / (сталь 40Х)-подложка применялся импульсный электронный источник серии «СОЛО» (рис. 1). Особенностью источников этой серии является использование плазменного сеточного катода, в котором эмиссия электронного пучка осуществляется из плазмы газового (дугового) разряда низкого давления. Положение эмиссионной границы плазмы фиксируется с помощью мелкоструктурной эмиссионной сетки 4, а ускорение электронов пучка производится в зазоре между эмиссионной сеткой и плазменным анодом, который образуется при ионизации рабочего газа в пространстве дрейфа пучка 5 (в электронном источнике используется плазмонаполненный режим работы высоковольтного диодного промежутка). Рабочий газ Ar напускается в газоразрядную систему плазменного катода, что обеспечивает более высокое (≈ 10-1 Па) давление в газоразрядной системе плазменного катода, необходимое для устойчивого зажигания и горения разрядов в течение 100-200 мкс, и позволяет за счет изменения концентрации плазмы в плазменном катоде управлять режимом извлечения из нее электронов (за счет изменения условий сеточной стабилизации границы эмиссионной плазмы). Рис. 1. Схема обработки образцов на установке «КОМПЛЕКС» (плавление системы пленка (Si+Nb) / сталь 40Х-подложка): 1 - блок электропитания дугового разряда электронного источника «СОЛО»; 2 - блок электропитания вспомогательного разряда электронного источника «СОЛО»; 3 - перераспределяющий электрод Ø 10 мм; 4 - эмиссионная сетка Ø 40 мм; 5 - ускоряющий электрод электронного источника и область транспортировки пучка; 6 - соленоид B1; 7 - диафрагма; 8 - соленоид B2; 9 - держатель образцов (манипулятор) при обработке электронным пучком; 10 - камера, используемая для обработки образцов электронным пучком; 11 - магнетронный распылитель (Si); 12 - блок питания магнетронного распылителя; 13 - генератор газовой плазмы «ПИНК»; 14 - блок питания «ПИНК»; 15 - дуговой испаритель (Nb); 16 - блок питания дугового испарителя; 17 - камера, в которой производится напыление покрытия; 18 - манипулятор в положениях нанесения Si- и Nb-покрытий; 19 - шибер (разделяет рабочие камеры в режиме напыления покрытий); 20 - источник напряжения смещения Обязательными условиями транспортировки электронного пучка, генерируемого в электронном источнике «СОЛО» (с энергией электронов 2-25 кэВ, током пучка десятки - сотни ампер и рабочим диаметром несколько сантиметров), является транспортировка в продольном магнитном поле и зарядовая компенсация пучка ионами, генерируемыми пучком в пространстве дрейфа. Ток пучка Ib определяется величиной разрядного тока Id в газоразрядной системе плазменного катода (соотношение токов Ib / Id в описываемом электронном источнике может изменяться в диапазоне 0.8-1), а энергия электронов - величиной ускоряющего напряжения Uуск = 5-25 кВ. Конструкция и принципы работы плазменного сеточного катода определяют такое несомненное преимущество электронного источника на его основе как независимая и плавная регулировка его основных параметров. Источники других типов (например, с термо- или взрывоэмиссионным катодом) не обеспечивают получение аналогичного набора параметров (как по величине, так и в отношении независимой регулировки параметров) [1. 2]. Однако при работе с электронным источником необходимо выбрать режим его работы, обеспечивающий как стабильную генерацию электронного пучка (без пробоев ускоряющего промежутка), так и получение заданных режимов, необходимых для проведения процесса модификации обрабатываемой поверхности импульсным электронным пучком: прогрев, плавление, испарение. Это обусловлено тем, что в режиме с плазменным анодом требуется работа в определенном диапазоне давления рабочего газа ((1-5)∙10-2 Па) и тем, что получаемая на обрабатываемой поверхности плотность энергии (5-50 Дж/см2) может достигаться при различных сочетаниях параметров электронного источника (тока пучка, длительности импульса, энергии электронов, конфигурации силовых линий и напряженности магнитного поля, определяющего профиль пучка при его транспортировке до обрабатываемой поверхности). Таким образом, хотя параметры электронного пучка изменяются независимо, наблюдается частичное влияние их друг на друга. Так, изменение тока пучка (или ускоряющего напряжения) может приводить к изменению энерговклада не только за счет изменения плотности тока (или энергии электронов), но и за счет изменения профиля пучка (рабочего диаметра пучка на обрабатываемой поверхности), что следует учитывать при проведении экспериментов. После окончания формирования на поверхности образцов (Si-Nb)-пленки шибер 19 (рис. 1) устанавливался в верхнее положение и манипулятор перемещался в камеру 10 для проведения высокоскоростного плавления системы пленка (Si+Nb) / сталь 40Х-подложка. Перед началом облучения через импульсный электронный источник осуществлялся напуск рабочего газа (аргона) и с помощью газового регулятора расхода устанавливалось рабочее давление (1-5)10-2 Па. Напуск газа через газовые регуляторы расхода в напылительную часть установки в этом случае не производился. Манипулятор устанавливался в положение, при котором электронный пучок попадал на свободную от образцов часть держателя (коллекторную пластину), и производилась установка рабочего режима электронного источника. После получения импульсов тока пучка с нужными параметрами по амплитуде тока, длительности импульсов и энергии электронов, а также при достижении отсутствия пробоев ускоряющего промежутка пушки производилась последовательная установка манипулятора в положение, при котором пучок попадает на образцы и происходит обработка их поверхности в соответствии с выбранными параметрами, определенными в результате предварительной оптимизации режимов работы электронного источника. Исследование элементного состава и дефектной структуры образцов на разных стадиях обработки осуществляли методами сканирующей и просвечивающей дифракционной электронной микроскопии, а также рентгеноструктурного анализа. Механические свойства образцов характеризовали микротвердостью, трибологические свойства - износостойкостью и коэффициентом трения. Результаты и их обсуждение Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение пленки кремния (а, б); в - микроэлектронограмма, полученная с пленки кремния Методами сканирующей и просвечивающей дифракционной электронной микроскопии проведены исследования элементного и фазового состава, состояния дефектной субструктуры системы, формирующейся при электродуговом плазменно-ассистированном напылении на поверхность конструкционной стали 40Х тонкой (до 1 мкм) пленки кремния и тонкой (до 1 мкм) пленки ниобия. Показано, что пленка ниобия имеет субмикро- нанокристаллическую структуру. Пленка кремния является аморфной, о чем свидетельствуют результаты микродифракционного анализа, представленные на рис. 2. Отчетливо видно, что микроэлектронограмма (рис. 2, в), полученная с участка пленки кремния (рис. 2, а), имеет кольцевое строение, характерное для аморфного материала. Определена микротвердость системы пленка (Si или Nb) / (40Х)-подложка. Результаты данных исследований, представленные в таблице, свидетельствуют о том, что напыление пленки кремния и ниобия сопровождается увеличением микротвердости поверхностного слоя стали 40Х. Трибологические характеристики (параметр износа и коэффициент трения) системы пленка / подложка практически подобны соответствующим параметрам исходной стали, что обусловлено малой толщиной пленки. Результаты прочностных и трибологических испытаний стали 40Х и системы пленка - подложка Образец Твердость, МПа Параметр износа  10-5, мм3/(Нм) Коэффициент трения Сталь 40Х 2930 4.62 0.43 Система Si/40Х 4520 4.12 0.56 Система Nb/40Х 3700 4.53 0.48 Осуществлено облучение системы пленка / подложка интенсивным импульсным электронным пучком. Выявлены зависимости микротвердости поверхностного легированного слоя (рис. 3). Рис. 3. Зависимость микротвердости системы пленка (Si (1 мкм) + Nb (1 мкм)) / (сталь 40Х)-подлож¬ка от количества импульсов облучения: а - 20 Дж/см2 (кр. 1); 30 Дж/см2 (кр. 2); 40 Дж/см2 (кр. 3); 50 Дж/см2 (кр. 4), длительность импульсов - 200 мкс; б - 20 Дж/см2 (кр. 1); 25 Дж/см2 (кр. 2); 30 Дж/см2 (кр. 3), длительность импульсов - 100 мкс. Пунктирной линией обозначена микротвердость исходной стали 40Х Анализируя представленные на рис. 3 результаты, мы можем констатировать, что независимо от длительности импульса тока пучка электронов (100 и 200 мкс) максимальная твердость поверхности стали реализуется при трех импульсах воздействия. Максимальное значение твердости поверхностного слоя модифицированной стали 40Х, равное 9600 МПа (в 3.3 раза превышающее твердость стали 40Х в исходном состоянии), достигается при длительности импульса тока пучка 200 мкс, плотности энергии 50 Дж/см2. При длительности импульса тока пучка 100 мкс максимальное значение твердости поверхностного слоя модифицированной стали 40Х, равное 6300 МПа, достигается при плотности энергии 30 Дж/см2. Отметим, что твердость стали 40Х в закаленном (температура закалки 850 С) состоянии - 8400 МПа. Формирование поверхностного слоя стали 40Х, легированного кремнием и ниобием, приводит к существенному изменению трибологических характеристик стали. Анализируя результаты, представленные на рис. 4, а, отметим, что минимальный параметр износа модифицированной стали 40Х фиксируется для длительности импульса тока пучка 200 мкс при плотности энергии пучка электронов 50 Дж/см2 и составляет k = 2.8310-6 мм3/(Нм), что более чем в 15 раз меньше параметра износа стали 40Х в исходном состоянии. При длительности импульса тока пучка электронов 100 мкс параметр износа достигает минимальных значений (k = 0.9310-6 мм3/(Нм)) при плотности энергии пучка электронов 25 Дж/см2, что приблизительно в 50 раз меньше параметра износа стали 40Х в исходном состоянии (рис. 4, б). Следует отметить, что параметр износа модифицированной стали 40Х достигает минимальных значений при одинаковой плотности мощности пучка электронов, равной 0.25 МВт/см2. При этом чем меньше длительность импульса воздействия пучка электронов, тем выше износостойкость модифицированной стали (при 100 мкс k = 0.9310-6 мм3/(Нм); при 200 мкс k = 2.8310-6 мм3/(Нм)). Рис. 4. Зависимость параметра износа k (кр. 1) и коэффициента трения μ (кр. 2) системы пленка (Si (1 мкм) + Nb (1 мкм)) / (сталь 40Х)-подложка от плотности энергии пучка электронов при количестве импульсов 3 и длительности импульсов 200 (а) и 100 мкс (б); k = 4.6210-5 мм3/(Нм); μ = 0.43 Характерные электронно-микроскопические изображения поверхности стали 40Х, модифицированной путем облучения интенсивным импульсным электронным пучком системы пленка (Si+Nb) / (сталь 40Х)-подложка, приведены на рис. 5 и 6. Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение структуры поверхности системы пленка (Si+Nb) / / (сталь 40Х)-подложка, облученной электронным пучком при длительности импульсов 200 мкс, количестве импульсов 3, плотности энергии пучка электронов 20 Дж/см2 (а, г), 30 Дж/см2 (б, д) и 50 Дж/см2 (в, е) Анализируя результаты, представленные на рис. 5, можем констатировать, что при длительности импульса тока пучка электронов 200 мкс плавление системы пленка (Si+Nb) / (сталь 40Х)-подложка наблюдается уже при плотности энергии пучка электронов 20 Дж/см2. На это указывает формирование в поверхностном слое структуры высокоскоростной ячеистой кристаллизации (рис. 5, г). Размер ячеек кристаллизации изменяется в пределах 0.27-0.40 мкм. Приповерхностный слой стали в процессе обработки подвергается закалке с образованием мартенситной структуры, о чем свидетельствует характерный рельеф поверхности образцов (рис. 5, г). Увеличение плотности энергии пучка электронов до 50 Дж/см2 сопровождается ростом размеров ячеек кристаллизации до 0.5-0.67 мкм (рис. 5, е). Последнее указывает на снижение скорости охлаждения стали после облучения. Одновременно с этим на поверхности образцов, облученных при плотности энергии пучка электронов до 50 Дж/см2, наблюдается образование частиц глобулярной (сферической) формы, размеры которых изменяются в пределах 0.57-1.4 мкм (рис. 5, е). Рис. 6. Электронно-микроскопическое изображение структуры поверхности системы пленка (Si+Nb) / / (сталь 40Х)-подложка, облученной электронным пучком при длительности импульсов 100 мкс, количестве импульсов 3, плотности энергии пучка электронов 20 Дж/см2 (а, г), 25 Дж/см2 (б, д) и 30 Дж/см2 (в, е) При длительности импульса тока пучка электронов 100 мкс плавление системы пленка (Si+Nb) / (сталь 40Х)-подложка наблюдается при плотности энергии пучка электронов 30 Дж/см2 (рис. 6). На это указывает формирование в поверхностном слое структуры высокоскоростной ячеистой кристаллизации (рис. 6, е). Размер ячеек кристаллизации изменяется в пределах 0.25- 0.40 мкм. Приповерхностный слой стали в процессе обработки подвергается закалке с образованием мартенситной структуры, о чем свидетельствует характерный рельеф поверхности образцов (рис. 6, е). На поверхности образцов, облученных при плотности энергии пучка электронов 25 Дж/см2, наблюдается образование частиц глобулярной (сферической) формы, размеры которых изменяются в пределах 0.4-1.5 мкм (рис. 6, д). Сопоставляя результаты, полученные при исследовании трибологии стали (см. рис. 4), и результаты, выявленные при исследовании структуры поверхности стали методами сканирующей электронной микроскопии (рис. 5 и 6), можем отметить, что минимальный параметр износа (максимальная износостойкость) стали фиксируется на образцах, в поверхностном слое (на поверхности) которых сформировались частицы округлой формы, имеющие субмикронные размеры, обогащенные атомами кремния и ниобия. Исследования элементного состава поверхностного слоя стали, модифицированной путем облучения интенсивным импульсным электронным пучком системы пленка (Si+Nb) / (сталь 40Х)-подложка, осуществляли методами микрорентгеноспектрального анализа. Анализируя результаты, представленные на рис. 7, отметим, что увеличение плотности энергии пучка электронов сопровождается независимо от длительности импульса снижением в поверхностном слое стали концентрации атомов ниобия (рис. 7, кривая 1). Концентрация атомов кремния в поверхностном слое стали существенно снижается с увеличением плотности энергии пучка электронов при длительности импульса 100 мкс и практически не изменяется при длительности 200 мкс (рис. 7, кривая 2). Рис. 7. Зависимость от плотности энергии пучка электронов концентрации атомов ниобия (кр. 1) и кремния (кр. 2) в поверхностном слое системы пленка (Si+Nb) / (сталь 40Х)-подложка, облученной электронным пучком при количестве импульсов 3 и длительности импульсов 200 (а) и 100 мкс (б) На рис. 5, е и рис. 6, д показано, что на поверхности образцов, облученных при плотности энергии пучка электронов 50 Дж/см2, 200 мкс и 25 Дж/см2, 100 мкс, наблюдается образование частиц глобулярной (сферической) формы, размеры которых изменяются в пределах 0.4-1.5 мкм. Методами микрорентгеноспектрального анализа показано, что данные частицы обогащены атомами кремния и ниобия и являются, очевидно, силицидами ниобия. Сопоставление результатов исследования элементного состава системы пленка (Si+Nb) / / (сталь 40Х)-подложка, облученной интенсивным импульсным электронным пучком при одинаковых плотностях энергии (20 Дж/см2 и 30 Дж/см2), позволяет подчеркнуть влияние длительности импульса пучка на данную характеристику структуры стали (рис. 8). Установлено, что при облучении системы пленка / подложка электронным пучком с плотностью энергии 20 Дж/см2 концентрация ниобия выше (в 2.6 раза), а концентрация кремния ниже (в 4.9 раза) в образце, облученном электронным пучком при длительности импульса 200 мкс по отношению к образцу, облученному электронным пучком при длительности импульса 100 мкс. Увеличение плотности энергии пучка электронов до 30 Дж/см2 приводит к существенному уменьшению влияния длительности импульса тока пучка на концентрацию ниобия и кремния в поверхностном слое стали. Рис. 8. Зависимость от плотности энергии пучка электронов концентрации атомов ниобия (кр. 1 и 3) и кремния (кр. 2 и 4) в поверхностном слое системы пленка Si (1 мкм) + Nb (1 мкм)) / / (сталь 40Х)-подложка, облученной электронным пучком при длительности импульсов 100 мкс (кр. 2 и 3) и 200 мкс (кр. 1 и 4) и количестве импульсов 3 Исследования фазового состава и состояния кристаллической решетки фаз поверхностного слоя стали, модифицированной путем облучения интенсивным импульсным электронным пучком системы пленка (Si+Nb) / (сталь 40Х)-подложка осуществляли методами рентгеноструктурного анализа. Установлено, что независимо от параметров пучка электронов (плотности энергии пучка, длительности и количества импульсов) основной фазой исследуемого материала является твердый раствор на основе α-железа. Упрочняющими фазами, формирующимися при облучении системы пленка (Si+Nb) / (сталь 40Х)-подложка интенсивным импульсным электронным пучком, являются силициды ниобия состава Nb5Si3, Nb3.61Si0.39, интерметаллид Nb08Fe02, оксид ниобия NbO2 и карбид кремния SiC. Относительное количество данных фаз в поверхностном слое стали зависит от плотности энергии пучка электронов и достигает минимального значения при 40 Дж/см2 (рис. 9). Учитывая результаты механических (см. рис. 3) и трибологических (см. рис. 4) испытаний, предположим, что высокие прочностные и трибологические свойства стали, выявленные при облучении системы пленка / подложка электронным пучком (50 Дж/см2, 200 мкс, 3 имп.), могут быть связаны не только с высоким содержанием частиц упрочняющей фазы, но и со сравнительно большой толщиной упрочненного слоя. Рис. 9. Зависимость относительного содержания силицидов ниобия (суммарно Nb5Si3 и Nb3.61Si0.39) (кр. 1) и карбида кремния SiC (кр. 2) от плотности энергии пучка электронов при длительности 200 мкс и количестве импульсов 3 Одновременно с формированием в поверхностном слое стали частиц упрочняющей фазы увеличение плотности энергии пучка электронов приводит к росту параметра кристаллической решетки α-железа (рис. 10). Очевидно, это обусловлено увеличением концентрации атомов кремния и ниобия в кристаллической решетке железа, так как размеры атомов этих элементов больше размера атома железа: R(Fe) = 0.126 нм; R(Si) = 0.132 нм; R(Nb) = 0.146 нм. Рис. 10. Зависимость параметра кристаллической решетки α-железа от плотности энергии пучка электронов при длительности 200 мкс и количестве импульсов 3 Заключение Таким образом, установлено, что независимо от длительности импульса тока пучка электронов (100 и 200 мкс) максимальная твердость поверхности стали реализуется при количестве импульсов воздействия равном 3. Максимальное значение твердости поверхностного слоя модифицированной стали 40Х, равное 9600 МПа (в 3.3 раза превышающее твердость стали 40Х в исходном (феррито-перлитная структура) состоянии), достигается при длительности импульса тока пучка 200 мкс и плотности энергии 50 Дж/см2. При длительности импульса тока пучка 100 мкс максимальное значение твердости поверхностного слоя модифицированной стали 40Х, равное 6300 МПа, достигается при плотности энергии 30 Дж/см2. Отметим, что твердость стали 40Х в закаленном (температура закалки 850 С) состоянии - 8400 МПа. Показано, что минимальный параметр износа модифицированной стали 40Х фиксируется для длительности импульса тока пучка 200 мкс при плотности энергии пучка электронов 50 Дж/см2 и составляет k = 2.8310-6 мм3/(Нм), что более чем в 15 раз меньше параметра износа стали 40Х в исходном состоянии. При длительности импульса тока пучка электронов 100 мкс параметр износа достигает минимальных значений (k = 0.9310-6 мм3/(Нм)), что приблизительно в 50 раз меньше параметра износа стали 40Х в исходном состоянии. Следует отметить, что параметр износа модифицированной стали 40Х достигает минимальных значений при одинаковой плотности мощности пучка электронов равной 0.25 МВт/см2. При этом в исследуемом диапазоне параметров отмечено, что чем меньше длительность импульса воздействия пучка электронов, тем выше износостойкость модифицированной стали (при 100 мкс k = 0.9310-6 мм3/(Нм); при 200 мкс k = 2.8310-6 мм3/(Нм)). Установлено, что относительное содержание упрочняющих фаз в поверхностном слое, формирующемся при облучении системы пленка (Si (1 мкм) + Nb (1 мкм)) / (сталь 40Х)-подложка интенсивным импульсным электронным пучком, изменяется немонотонным образом, достигая минимального значения при плотности энергии пучка электронов 40 Дж/см2 (200 мкс, 3 имп.). С учетом результатов механических и трибологических испытаний модифицированной стали можно сделать вывод, что высокие прочностные и трибологические свойства стали, выявленные при облучении системы пленка / подложка электронным пучком (50 Дж/см2, 200 мкс, 3 имп.), обусловлены не только высоким содержанием частиц упрочняющей фазы (Nb5Si3, Nb3.61Si0.39, Nb08Fe02, SiC, NbO2), но и сравнительно большой (до 30 мкм) толщиной упрочненного слоя.

Ключевые слова

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Коваль Николай НиколаевичИнститут сильноточной электроники СО РАНд.т.н., профессор, гл. науч. сотр. ИСЭ СО РАНkoval@opee.hcei.tsc.ru
Иванов Юрий ФедоровичИнститут сильноточной электроники СО РАНд.ф.-м.н., гл. науч. сотр. ИСЭ СО РАНyufi55@mail.ru
Девятков Владимир НиколаевичИнститут сильноточной электроники СО РАНнауч. сотр. ИСЭ СО РАНvlad@opee.hcei.tsc.ru
Шугуров Владимир ВикторовичИнститут сильноточной электроники СО РАНнауч. сотр. ИСЭ СО РАНshugurov@inbox.ru
Тересов Антон ДмитриевичИнститут сильноточной электроники СО РАНнауч. сотр. ИСЭ СО РАНtad514@yandex.ru
Петрикова Елизавета АлексеевнаИнститут сильноточной электроники СО РАНмл. науч. сотр. ИСЭ СО РАНelizmarkova@yahoo.com
Всего: 6

Ссылки

Эволюция структуры поверхностного слоя стали, подвергнутой электронно-ионно-плазменным методам обработки / под общ. ред. Н.Н. Коваля и Ю.Ф. Иванова. - Томск: Изд-во НТЛ, 2016. - 304 с.
Электронно-ионно-плазменная модификация поверхности цветных металлов и сплавов / под общ. ред. Н.Н. Коваля и Ю.Ф. Иванова. - Томск: Изд-во НТЛ, 2016. - 312 с.
Musil J. // Surf. Coat. Technol. - 2000. - V. 125. - P. 322-330.
Li Y., Zhu W., Li Q., et al. // J. Alloys Compounds. - 2017. - V. 704. - P. 311-321.
Veprek S. and Reiprich S. // Thin Solid Films. - 1995. - V. 268. - P. 64-71.
Li Z. and Peng L.M. // Acta Mater. - 2007. - V. 55. - P. 6573-6585.
Zhang P. and Guo X. // Surf. Coat. Technol. - 2015. - V. 274. - P. 18-25.
Cao G.H., Jian G.Y., and Liu N. // Mater. Chem. Phys. - 2015. - V. 163. - P. 512-517.
Диаграммы состояния двойных металлических систем: справочник: в 3 т. Т. 3. Кн. 1 / под общ. ред. Н.П. Лякишева. - М.: Машиностроение, 2001. - 872 с.
 Развитие комплексного электронно-ионно-плазменного метода модификации поверхности материалов и изделий | Изв. вузов. Физика. 2020. № 10. DOI: 10.17223/00213411/63/10/174

Развитие комплексного электронно-ионно-плазменного метода модификации поверхности материалов и изделий | Изв. вузов. Физика. 2020. № 10. DOI: 10.17223/00213411/63/10/174