Структура поверхностного слоя высокохромистой стали, подвергнутой азотированию в элионном режиме в плазме несамостоятельного дугового разряда с накаленным катодом

Полный текст

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.

Об авторах

Сергей Павлович Ереско

Сибирский государственный университет науки и технологий имени академика М. Ф. Решетнева

Автор, ответственный за переписку.
Email: eresko07@mail.ru

доктор технических наук, профессор, заслуженный изобретатель Российской Федерации, член-корреспондент Академии наук ВШ РФ, профессор кафедры основ конструирования машин

660037, Красноярск, просп. им. Газеты «Красноярский рабочий», 31

Юрий Федорович Иванов

Институт сильноточной электроники Сибирского отделения Российской академии наук

Email: yufi55@mail.ru

доктор физико-математических наук, главный научный сотрудник

Россия, 634055, Томск, просп. Академический, 2/3

Илья Викторович Лопатин

Институт сильноточной электроники Сибирского отделения Российской академии наук

Email: lopatin@opee.hcei.tsc.ru

кандидат технических наук, научный сотрудник лаборатории

Россия, 634055, Томск, просп. Академический, 2/3

Анатолий Анатольевич Клопотов

Томский государственный архитектурно-строительный университет

Email: klopotovaa@tsuab.ru

доктор физико-математических наук, профессор, профессор кафедры прикладной механики и материаловедения

Россия, 634002, Томск, пл. Соляная, 2

Алиса Владимировна Никоненко

Томский государственный университет систем управления и радиоэлектроники

Email: aliska-nik@mail.ru

кандидат технических наук, ассистент кафедры физики

Россия, 634050, Томск, проспект Ленина, 40

Список литературы

Дополнительные файлы