Influence of glow discharge treatment duration on the microhardness of a multicomponent alloy.pdf Обладая уникальным комплексом физико-механических свойств, многокомпонентные системы на основе тугоплавких металлов рассматриваются в качестве перспективных материалов для применения в экстремальных условиях эксплуатации (высокие температуры, большие давления, агрессивные среды и т.д.) [1-7]. Хорошо известно, что тугоплавкие металлы характеризуются высокой химической активностью к примесям внедрения (C, N, O) [8]. В этой связи разработка вопросов взаимодействия многокомпонентных сплавов с этими примесями является актуальной задачей, которая помимо фундаментального интереса имеет непосредственное отношение к развитию новых технологий получения и обработки таких материалов. В настоящей работе проведено изучение влияния продолжительности обработки в тлеющем разряде на микротвердость многокомпонентного сплава на основе тугоплавких металлов. Использован сплав неэквиатомного состава (5.3W-5.4Ta-10.1Mo-10.5Nb-19.1V-18.7Cr-10.7Zr-20.3Ti, ат. %), все компоненты взяты в равных весовых долях. Заготовка сплава получена путем энергонапряженной механической активации смеси порошков с последующей консолидацией методом искрового плазменного спекания [9, 10]. Для обработки в тлеющем разряде применялись образцы пластинчатой формы 6×8 мм толщиной 1.5 мм. Поверхность перед обработкой подвергалась механической полировке на алмазной пасте с последовательным уменьшением размера абразива. Обработка в тлеющем разряде проведена при рабочем давлении чистого азота 80-90 Па. Частотно-импульсное (частота 20 кГц, коэффициент заполнения 80%) напряжение разряда - 830 В, ток разряда - 15.5 А. Продолжительность изотермической выдержки без учета времени нагрева до рабочей температуры (550-560 °C) и охлаждения составила 3 и 6 ч. Исследование микроструктуры и качественный анализ химического состава (энергодисперсионный (EDX)) образцов после обработки проведены с использованием сканирующего электронного микроскопа Tescan Vega 3 SBH (30 кВ). Микротвердость (HV) определяли методом Виккерса на приборе «Neophot 21» и на твердомере ПМТ-3. Отпечатки получали с выдержкой 15 с при нагрузках от 0.5 до 2 Н. Особенности структурно-фазового состояния многокомпонентной смеси после консолидации методом искрового плазменного спекания подробно представлены в работе [10]. На рис. 1, а приведено полученное в Z-контрасте электронно-микроскопическое изображение микроструктуры сплава после обработки в тлеющем разряде. Каких-либо изменений в зеренной структуре сплава не обнаружено. В то же время в результате энергодисперсионного анализа выявлено качественное изменение химического состава. В частности на рис. 1, б продемонстрировано существенное увеличение интенсивности пиков, характеризующих наличие легких элементов внедрения (C, N, O), после обработки в тлеющем разряде по сравнению с исходным состоянием. Рис. 1. Поверхность многокомпонентной системы после обработки в тлеющем разряде: изображение в Z-конт¬расте (а), энергодисперсионные спектры (б), изображение отпечатка при нагрузке индентора 2 H (в). СЭМ Установлено, что проведенная обработка приводит к увеличению микротвердости многокомпонентного сплава. В соответствии с [9, 10], HV после искрового плазменного спекания составляет (8.95±0.42) ГПа. В таблице приведены данные о микротвердости сплава в зависимости от продолжительности обработки в тлеющем разряде и прилагаемой нагрузки, также указаны соответствующие значения глубины проникновения индентора (L). Наблюдаемый разброс в значениях микротвердости, по нашему мнению, связан с неоднородностью структурно-фазового состояния. Увеличение продолжительности обработки сопровождается как повышением значений микротвердости, так и ростом толщины приповерхностного слоя. На фоне увеличения HV обнаружено растрескивание материала при высоких нагрузках. В частности, после 6 ч обработки и индентирования при нагрузке 2 Н на внутренних гранях отпечатка, параллельно внешней кромке, формируются протяженные трещины (белые стрелки на рис. 1, в), что свидетельствует об охрупчивании сплава. Кроме того, локализация трещин вблизи поверхности косвенно указывает на то, что модификация происходит в тонком, по сравнению с размерами отпечатка (с учетом геометрии пирамидки Виккерса), приповерхностном слое. Микротвердость HV и глубина проникновения индентора L в приповерхностном слое сплава W-Ta-Mo-Nb-V-Cr-Zr-Ti в зависимости от режима обработки и прилагаемой нагрузки Режим P, Н 0.5 0.75 1 1.5 2 I (3 ч) HV, ГПа 16.75 ± 2.42 12.64 ± 1.48 11.76 ± 1.52 10.28 ± 2.54 10.35 ± 3.32 L, мкм 1.14 ± 0.08 1.56 ± 0.09 1.87 ± 0.11 2.49 ± 0.34 2.91 ± 0.49 II (6 ч) HV, ГПа 18.81 ± 2.84 21.49 ± 1.88 16.49 ± 0.90 12.11 ± 1.11 12.85 ± 2.69 L, мкм 1.05 ± 0.09 1.20 ± 0.05 1.57 ± 0.04 2.25 ± 0.10 2.55 ± 0.27 Необходимо заметить, что представленные значения HV отражают микротвердость системы «модифицированный слой - сплав». В отличие от пленок и покрытий, четкой границы между этими разными структурными состояниями не существует. Плавное изменение микротвердости свидетельствует о градиентном характере изменения структурно-фазового состояния модифицированного слоя. Таким образом, в представленных условиях обработки результатом взаимодействия многокомпонентного сплава с элементами газовой среды является модификация тонкого приповерхностного слоя. Основные изменения, по нашему мнению, связаны с трансформацией гетерофазного состояния, определяемого особенностями твердых растворов и спецификой простых (карбиды, оксиды, нитриды) и сложных (оксикарбонитриды) соединений на основе (C, N, O). Структурные исследования проведены с использованием оборудования ТРЦКП ТГУ.

Скачать электронную версию публикации