Structure of the surface layer of high-chrome steel nitridated in the elion regime in the plasma of a suspended arc discharge with a heated cathode

Full Text

Введение

Использование дуговых разрядов низкого давления с накаленным катодом (концентрация плазмы 10¹⁵‒10¹⁸ м^–3 в объемах до нескольких м³), позволяющих генерировать потоки газовой плазмы без микрокапель, осуществлять ионную очистку (травление) поверхности и разогревать обрабатываемую деталь до требуемой температуры, является перспективным для проведения процессов химико-термической обработки [1‒3]. При этом, энергия ионов и их средний ток часто оказываются избыточными для ионной очистки обрабатываемой поверхности, что приводит к ее интенсивному травлению и существенному увеличению шероховатости поверхности детали [4; 5]. Для эффективного нагревания подложки в [6; 7] предложено использовать электронную компоненту плазмы разряда. Воздействие низкоэнергетичных (десятки эВ) электронов плазмы разряда с плотностями тока десятки А/см² не производит травления, однако и не обеспечивает ее очистки. Следовательно, для обеспечения нагревания подложки и ее эффективной очистки необходимо чередование воздействия на нее электронной и ионных компонент плазмы разряда. Такой режим обработки изделий назван элионным, т. е. включающим воздействие как электронной, так и ионной компонент плазмы несамостоятельного дугового разряда с накаленным катодом. Сравнительно низкий уровень травления поверхности позволяет рекомендовать элионный режим азотирования деталей и изделий ракетно-космической отрасли, для которых повышение уровня шероховатости поверхности недопустимо.

Целью настоящей работы является сравнительный анализ эволюции структуры высокохромистой стали, подвергнутой азотированию в плазме несамостоятельного дугового разряда с накаленным катодом в условиях нагревания образцов до температуры азотирования, во-первых, ионной компонентой плазмы и, во-вторых, электронной и ионной компонентами плазмы.

Материал и методика исследования

Материалом исследования являлись образцы высокохромистой стали марки 20Х23Н18
(зарубежный аналог AISI 310S) (0,2С-1Si-2Mn-(17-20)Ni-(22-25)Cr-0.02S-0.035P, остальное – Fe, вес.%). Азотирование стали осуществляли на установке «ТРИО», дооснащенной блоком коммутации для реализации элионного (электронного и ионного) режима обработки. Параллельно проводили азотирование стали в условиях ионного нагревания образцов. Азотирование проводили при температурах 723-873 К в течение 1, 3 и 5 ч. Температура образцов регулировалась коэффициентом заполнения электронной фазы. Образцы закреплялись на неподвижном держателе в центре камеры на оси источников плазмы таким образом, чтобы держатель находился под углом 60^° к каждому из них, а образцы находились на лицевой стороне держателя. Исследование структуры, элементного и фазового состава модифицированной стали осуществляли методами рентгенофазового анализа и сканирующей электронной микроскопии, дефектную субструктуру модифицированного слоя стали изучали методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии.

Результаты исследования и их обсуждение

В работах [8–11] показано, что оптимальным с позиции увеличения твердости поверхностного слоя стали 20Х23Н18, не зависимо от метода нагревания образцов до температуры азотирования, является следующий режим – температура 793 К, время 3 ч. В этом случае микротвердость образцов 13,7 (ионный режим нагревания) и 10,8 ГПа (элионный режим нагревания). Твердость стали максимальна у поверхности азотирования и монотонно снижается по мере увеличения расстояния от поверхности образца. Толщина упрочненного слоя составляет
55–60 мкм и слабо зависит от метода азотирования. Трибологические испытания стали 20Х23Н18, подвергнутой азотированию, показали, что в условиях нагревания образцов ионами плазмы минимальное значение параметра износа (максимальная износостойкость) достигается при температуре азотирования 873 К, 3–5 ч и составляет k = 0,45´10^–6 мм³/Н´м, что меньше параметра износа стали 20Х23Н18 в исходном состоянии в 350 раз. При азотировании в условиях нагревания образцов в элионном режиме минимальное значение параметра износа (максимальная износостойкость) достигается при температуре азотирования 793 К, 3 ч и составляет k = 0,86*10^–6 мм³/Н´м, что меньше параметра износа стали 20Х23Н18 в исходном состоянии в ≈200 раз. Таким образом, азотирование стали в условиях ионного нагревания образцов позволяет достигать более высоких значений микротвердости и износостойкости по сравнению с элионным методом нагревания. Достигая максимальной твердости при ионном режиме азотирования (793 К, 3 ч), сталь теряет износостойкость, параметр износа образцов для данного режима k = 3,44´10^–6 мм³/Н´м, что в 4 раза больше параметра износа стали при сопоставимом элионном режиме азотирования (793 К, 3 ч).

Определен уровень шероховатости поверхности образцов. Установлено, что независимо от способа нагревания образцов повышение температуры азотирования в интервале 723–873 К приводит к росту шероховатости поверхности стали [9]. Выявлено, что нагревание образцов до температуры азотирования в элионном режиме приводит к существенно меньшему (в 2,2‒3,5 раза) уровню шероховатости материала по сравнению с образцами, нагревание которых при азотировании осуществляли ионной составляющей плазмы.

Очевидно, что выявленное существенное изменение микротвердости и износостойкости стали в условиях азотирования обусловлено преобразованием элементного и фазового состава, состояния дефектной субструктуры поверхностного слоя материала. Рассмотрим этот вопрос для одного режима азотирования ~793 К, 3 ч. Определение фазового состава азотированного слоя осуществляли методами рентгеноструктурного анализа. Установлено, что основными упрочняющими фазами стали являются нитрид железа состава Fe₄N и нитрид хрома состава CrN (рис. 1). Обнаружено, что при одинаковом фазовом составе образцы, подвергнутые азотированию в условиях нагревания двумя указанными выше методами, различаются разным количеством упрочняющих фаз. А именно, в стали, азотированной в условиях нагревания ионами плазмы, относительное суммарное содержание упрочняющих нитридных фаз достигает 89,3 масс. %; в стали при элионном азотировании ~ 79,8 масс. %. При этом, при ионном методе азотирования в поверхностном слое стали присутствует 79 масс. % фазы γ'-Fe₄N и 10,3 масс. % CrN (остальное g-Fe); при элионном азотирование соотношение нитридных фаз иное: 49,7 масс. % фазы γ'-Fe₄N и 30,1 масс. % CrN.

 

Рис. 1. Фрагменты рентгенограмм стали 20X231118, подвергнутой азотированию в плазме газового разряда низкого давления: а - элионное азотирование; б - ионное азотирование. Температура азотирования 793 К, время азотирования 3 ч

Fig. 1. Fragments of X-ray diffraction patterns of 20X23H18 steel subjected to nitriding in a low-pressure gas discharge plasma: a - aelion nitriding; b - ion nitriding. Nitriding temperature 793 K, nitriding time 3 hours

 

В [12] показано, что в бинарной системе Cr-N образуется нитрид хрома CrN со структурным типом NaCl (символ Пирсона cFB; пространственная группа Fm3m). В системе Fe-N [12; 13] установлено наличие нитридов y'(Fe₄N) (символ Пирсона сР5; пр. гр. РтЗт), e(Fe₃Ni_+x) (символ Пирсона ЙРЮ; пр. гр. Р6₃22), ^(Fe₂N) (символ Пирсона оР12; пр. гр. РЬсп) и метастабиль-ного нитрида Fei₆N₂ (Fe₈N) (азотистый мартенсит). На диаграмме состояния бинарной системы Fe-N присутствует обширная область существования нитрида s(Fe3Ni_+x) с гексагональной сингонией. Тогда как растворимость азота в a-Fe с ОЦК решеткой, находящейся в равновесии с y'(Fe₄N) при температуре 590 °C. составляет всего 0,4 % (ат.).

На рис. 2 приведены изотермические сечения тройных систем C-Cr-N и C-Fe-N, у которых один сплавообразующий элемент является металлом, другой элемент не металл, а третий элемент (азот) является газом. Для системы C-Cr-N (рис. 2, а) характерным является существование протяженной области гомогенности карбонитрида Cr₂(C,N) с гексагональной структурой (символ Пирсона ИР9; пространственная группа Р 3 1т). Наличие обширной области гомогенности карбоннтрида Cr₂(C,N) на основе нитрида Cr₂N отражает высокую растворимость углерода в этом нитриде. При этом области существования карбидов хрома Сг₃С₂, Сг₇С₃, Сг₂₃С_б имеют очень ограниченные области гомогенности.

 

Рис. 2. Изотермические сечения тройных систем C-Cr-N в метастабильном состоянии при температуре 1100 °C и давлении P(N2)<0,10 МПа [14] (а), C-Fe-N при температуре 700 °C [15] (б)

Fig. 2. Isothermal cross sections of C-Cr-N ternary systems in the metastable state at a temperature of 1100°C and pressure P(N₂)<0.10 MPa [14] (a), C-Fe-N at a temperature of 700°C [ 15] (Z>)

 

На рис. 2. б представлено изотермическое сечение тройной системы C-Fe-N. Видно, что области существования карбидов 0(Fe₃C), % (FesC₂) имеют узкие и ограниченные области гомогенности. В тоже время в системе C-Fe-N на изотермическом сечении хорошо проявляется протяженная область гомогенности трехкомпонентного нитрида e(Fe₃(C,N)i_+x). Этот нитрид образован на основе двухкомпонентного нитрида Fe₃Ni_+x на стороне Fe-N изотермического треугольника. Наличие обширной области гомогенности е фазы отражает высокую растворимость углерода в этом нитриде. Характерной чертой системы Fe-C-N является наличие обширных двухфазных и трехфазных областей на основе карбидов и нитридов (рис. 2, б).

Морфологию и взаимное расположение фаз в поверхностном слое стали, подвергнутой азотированию, изучали методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии. Установлено, что в поверхностном слое толщиной 5-6 мкм (не зависимо от метода азотирования) формируется нанокристаллическая (размер кристаллитов 20-27 нм) многофазная структура, основными фазами которой являются y-Fe и нитриды хрома CrN и железа Fe4N (рис. 3). При большем удалении в слое толщиной 30-37 мкм формируется структура пластинчатого типа (рис. 4). Поперечные размеры пластин изменяются в пределах от 15 до 32 нм. Анализ микроэлектронограмм позволил выявить рефлексы, принадлежащие фазам y-Fe, CrN и Fe₄N. Данные фазы, в виде пластин, располагаются чередующимся образом y-Fe / CrN или y-Fe / Fe₄N.

 

Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение структуры поверхностного слоя стали 20Х23Н18, подвергнутой азотированию в условиях нагревания образцов ионной составляющей плазмы:

а - светлое поле; б - микроэлектронограмма, полученная с данного участка фольги; в, г - темные поля, полученные в рефлексах [111] y-Fe+ [200] CrN (в) и [200] y-Fe (г). Стрелкой указаны рефлексы (б), в которых получены темные поля - рефлекс № 1 (в) и № 2 (г)

Fig. 3. Electron microscopic image of the structure of the surface layer of steel 20X23H18 subjected to nitriding under conditions of heating of samples of the ionic component of the plasma: a - bright field; A - microelectron diffraction pattern obtained from this section of the foil; (c, cl) dark fields obtained in the [ 1111 y-Fe + [200] CrN (c) and [200] y-Fe (cl) reflections. In (A), the arrow indicates reflections in which dark fields were obtained reflection No. 1 (c) and reflection No. 2 (d)

 

Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение структуры поверхностного слоя стали 20Х23Н18, подвергнутой азотированию в условиях нагревания образцов ионной составляющей плазмы:

а - светлое поле; б - микроэлектронограмма, полученная с данного участка фольги; в, г - темные поля, полученное в рефлексах [111] CrN (в) и [111] y-Fe + [111] Fe₄N (г). Стрелкой указаны рефлексы (б), в которых получены темные поля- рефлекс № 1 (в) и № 2 (г)

Fig. 4. Electron microscopic image of the structure of the surface layer of steel 20X23H18 subjected to nitriding under conditions of heating of samples of the ionic component of the plasma: a - bright field; b - microelectron diffraction pattern obtained from this section of the foil; (c, d) dark fields obtained in (c) [ 1111 CrN and (cl) [111] y-Fe + [111] Fe4N reflections. In (b), the arrow indicates the reflections in which dark fields were obtained reflection No. 1 (c) and reflection No. 2 (d)

 

Заключение

Выполнен сравнительный анализ эволюции структуры, механических и трибологических свойств высокохромистой стали, подвергнутой азотированию в плазме несамостоятельного дугового разряда с накаленным катодом в условиях нагревания образцов до температуры азотирования, во-первых, ионной компонентой плазмы и, во-вторых, электронной и ионной компонентами плазмы. Установлено, что, не зависимо от способа нагревания образцов, твердость стали максимальна у поверхности азотирования и монотонно снижается по мере увеличения расстояния от поверхности образца. Показано, что толщина упрочненного слоя составляет 55-60 мкм и слабо зависит от метода азотирования, температуры (в интервале 793-873 К) и длительности (3-5 ч) процесса. Обнаружено, что при нагревании образцов ионами плазмы твердость упрочненного слоя (при равной толщине слоя) выше по сравнению с образцами, нагревание которых осуществлялось в электронно-ионном режиме.

Показано, что азотирование стали в условиях ионного нагревания образцов позволяет достигать более высоких значений микротвердости и износостойкости по сравнению с элионным методом нагревания. Достигая максимальной твердости при ионном режиме азотирования (793 К, 3 ч). сталь теряет износостойкость, параметр износа образцов для данного режима к = 3,44* 10 мм³/Н*м. что в 4 раза больше параметра износа стали при сопоставимом элионном режиме азотирования (793 К, 3 ч). Установлено, что высокие прочностные и трибологические свойства азотированной стали обусловлены формированием в поверхностном слое нанокри-сталлической структуры, основными фазами которой являются нитриды железа Fe₄N и нитриды хрома CrN. Выявлено, что нагревание образцов до температуры азотирования в элионном режиме приводит к существенно меньшему (в 2,2-3,5 раза) уровню шероховатости материала по сравнению с образцами, нагревание которых при азотировании осуществляли ионной составляющей плазмы. Совокупность полученных результатов позволяет рекомендовать элионный режим азотирования стали для случая модифицирования изделий, в том числе ракетно-космической техники, не допускающих повышения уровня шероховатости поверхности.

Благодарности. Исследование выполнено при финансовой поддержке - грант РФФИ проект № 20-21-00111 Росатом.

Acknowledgements. Изе study was financially supported by the Russian Foundation for grant project №20-21-00111 Rosatom.

About the authors

Sergei P. Eresko

Reshetnev Siberian State University of Science and Technology

Author for correspondence.
Email: eresko07@mail.ru

Dr. Sc., professor. Corresponding member of Academy of Higher Education of the Russian Federation, honored inventor of the Russian Federation, Department of Fundamentals of machine design, Institute of Mechanical Engineering and Mechatronics

31. Krasnoyarskii rabochii prospect, Krasnoyarsk, 660037

Yurii F. Ivanov

Institute of High Current Electronics, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences

Email: yufi55@mail.ru

Dr. Sc., assistant professor, senior scientist

Russian Federation, 2/3, Academic prospect, Tomsk, 634055

Ilya V. Lopatin

Institute of High Current Electronics, Siberian Branch of the Russian Academy of Sciences

Email: lopatin@opee.hcei.tsc.ru

PhD, Researcher

Russian Federation, 2/3, Academic prospect, Tomsk, 634055

Anatolii A. Klopotov

Tomsk State University of Architecture and Building

Email: klopotovaa@tsuab.ru

Dr. Sc., Professor

Russian Federation, 2, Solyanaya square, Tomsk, 634002

Alisa V. Nikonenko

Tomsk State University of Control Systems and Radioelectronics

Email: aliska-nik@mail.ru

PhD, Assistant of the Department of Physics

Russian Federation, 40, Lenina prospect, 634050, Tomsk

References

Supplementary files