Модификация металлокерамического сплава электронно-импульсной обработкой его поверхности

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Семкин Б.В., Усов А.Ф., Курец В.И. Основы электроимпульс-ного разрушения материалов. — СПб.: Наука, 1993. — 276 с.

2. Важов В.Ф., Журков М.Ю. Оптимизация энергии в разряде при резании горных пород электроимпульсным способом // Современные техника и технологии: Труды XI Междунар. на-учно-практ. конф. студентов, аспирантов и молодых ученых. — Томск, 2003. —С. 92-93.

3. Jgun D., Jurkov M., Lopatin V., Muratov V., Vajov V., Gubsch I., Kunze G., Neubert M.. Application of pulsed discharges for materi-

als cutting // Digest of Paper of 1st European Pulsed Power Symposium. 22—24 October, 2002. — French-German Research Institute of Saint-Louis (ISL), France. — P. 22/1—22/4.

4. Важов В.Ф., Журков М.Ю., Муратов В.М. Резание горных пород электрическими импульсными разрядами подвижной электродной системой в воде // Электромеханика, электротехнологии и электроматериаловедение: Труды V Междунар. конф., МКЭЭЭ-2003 (ICEEE-2003). — М.: ИЭ МЭИ, 2003. —

Ч. II. —С. 122-125.

УДК 621.785:669.14.08.29

МОДИФИКАЦИЯ МЕТАЛЛОКЕРАМИЧЕСКОГО СПЛАВА ЭЛЕКТРОННО-ИМПУЛЬСНОЙ ОБРАБОТКОЙ ЕГО ПОВЕРХНОСТИ

В.Е. Овчаренко, С.Г. Псахье, О.В. Лапшин, Е.Г. Колобова

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН. г. Томск E-mail: ove45@mail.ru

Экспериментально исследовано влияние электронного облучения в импульсном режиме поверхности инструментальной металлокерамики на основе карбида титана с никель-хромовой связкой на микроструктуру ее поверхности и приповерхностного слоя, а также на стойкость металлокерамики при резании металла. Экспериментально исследована микроструктура приповерхностного слоя после прошедших в нем структурных превращений. Проведен анализ этих превращений под влиянием электронного облучения как высокоэнергетического воздействия на композиционный материал дисперсного строения с металлической связкой. Показано, что в основе превращений лежат закономерности взаимодействия расплава металлической связки с частицами карбида в условиях высокоскоростного нагрева и охлаждения.

Введение

Высокоэнергетические лазерная и электроннолучевая импульсные обработки являются эффективным способом модифицирования структуры приповерхностного слоя изделий из различных материалов (стали [1, 2], твердых сплавов [3], напыленных покрытий [4]) с целью повышения их эксплуатационных характеристик. Сверхвысокие скорости нагрева (до 106 град/с) тонкого приповерхностного слоя материала (10- мм для лазерного и 10Л..10-3 мм для электронного пучков) до закрити-ческих температур и формирование предельных градиентов температуры (до 107...108 град/м), обеспечивающих охлаждение приповерхностного слоя за счет теплоотвода в основной объем материала со скоростью 104...109 град/с, определяют необходимые условия образования в приповерхностном слое неравновесных структурно-фазовых состояний. Последние характеризуются более высокими значениями плотности и дисперсности внутренней структуры по сравнению с исходным состоянием материала, значительным градиентом концентраций легирующих элементов в приповерхностном слое материала и т.п. Наиболее яркий эффект от такой обработки проявляется на порошковых (спеченных) материалах и на порошковых покрытиях, которые характеризуются общими особенностями - остаточной пористостью (от 0,1 до нескольких %), достаточно большим разбросом в дисперсности элементов внутренней структуры, неравно-

осностью формы отдельных компонентов порошковой композиции, неравномерностью распределения разнородных компонентов в объеме материала и т.п. Для металлокерамических сплавов инструментального назначения, работающих в режиме резания (твердые сплавы) или в режиме высокоскоростного трения (износостойкие материалы и покрытия) указанные дефекты строения являются концентраторами напряжения, инициирующими преждевременное разрушение рабочей кромки режущего инструмента или поверхности трения. Поэтому достижение неравновесных структурно-фазовых состояний в приповерхностном слое порошкового материала, при его высокоэнергетической обработке, должно позволить повысить его эксплуатационные характеристики.

Как при лазерной, так и при электронной обработке поверхности формирование неравновесных структурно-фазовых состояний в приповерхностном слое материалов во многом обусловлено импульсным характером высокоэнергетического воздействия в микросекундном диапазоне. При этом электроннолучевая технология, обладая большими возможностями более точного контроля количества подводимой энергии, отличается и большей локальностью распределения энергии в приповерхностном слое обрабатываемого материала.

В настоящей работе приведены результаты исследования влияния импульсного облучения электронным пучком поверхности металлокерамическо-

го сплава на основе карбида титана (TiC) с никель-хромовой связкой. Указанный вид металлокерамики является безвольфрамовым твердым сплавом инструментального назначения, в настоящее время имеющего широкое применение при изготовлении режущего инструмента различного назначения [5].

Методика исследования

Металлокерамические образцы для исследований были изготовлены в виде четырехгранных пластинок размером 10x10x4 мм. Подготовленные до уровня металлографических шлифов плоские поверхности образцов облучали в импульсном режиме широкоапертурным (закрывающим всю поверхность образца) электронным пучком заданной мощности. Микроструктуру образцов металлокерамики исследовали до и после облучения на металлографическом микроскопе "NEOFOT-32" и на электронном сканирующем микроскопе LE0-420. Ренгеноспектральный локальный анализ распределения легирующих элементов от поверхности к центральной части образцов был проведен на приборе "Camebax microbeam".

Эти же четырехгранные пластины исследовали в качестве режущего элемента в режиме резания стали 45. Стойкость пластин на стадии нормального изнашивания оценивали по ширине площадки износа на задней поверхности h3 (ha=0,8 мм) при токарной обработке стали со скоростью резания 102 м/мин, подаче резца 0,28 мм/об., глубине резания 1 мм; углах: переднем -6°, заднем — 6°, переднем в плане — 45°, вспомогательном в плане — 45°.

Электроннолучевую обработку образцов проводили на вакуумной установке (10— Па), принципиальная схема которой представлена на рис. 1.

Рис. 1. Блок-схема установки для электронного облучения материалов: 1) катод; 2) катодная плазма; 3) двойной ионно-плазменный слой; 4) анодная плазма; 5) анод-коллектор; 6) соленоид; 7) корпус пушки; 8) вакуумная камера

Результаты и обсуждение

На рис. 2, а представлена микроструктура поверхности металлокерамики в исходном (после спекания) состоянии. Хорошо видна карбидная фаза (темного цвета) в виде частиц неравноосной формы,

которые сравнительно равномерно распределены в металлическом связующем (светлого цвета). На поверхности металлографического шлифа можно видеть остаточные после спекания металлокерамики микропоры. После первоначального электронного облучения (плотность энергии в пучке £=2,0 Дж/см2, 5 импульсов облучения, длительность импульса 2,5 мкс) в карбидных частицах появляются микротрещины (показаны стрелками) (рис. 2, б). Появляются признаки оплавления металлической связки. При увеличении плотности энергии в пучке происходит увеличение эффекта оплавления металлического связующего, происходит смещение отдельных фрагментов структуры. Последнее говорит о том, что в приповерхностном слое металлокерамики увеличивается количество расплава металлического связующего. При £=4,0 Дж/см2 (5 импульсов облучения) на поверхности металлокерамики образуются вихреподобные структуры, значительная часть микропор сливается в микропоры большего размера (рис. 2, в). При £=4,5 Дж/см2 (30 импульсов) частицы карбидной фазы на поверхности практически не просматриваются, поверхность металлокерамики обогащена металлической связкой и разделена микротрещинами на ячейки приблизительно равной величины (рис. 2, г).

В то же время после обработки поверхности металлокерамического образца электронным пучком с £=5,0 Дж/см2 (30 импульсов облучения) микроструктура поверхности выглядит совершенно иным образом: хорошо просматривается карбидная фаза в виде измельченных частиц, совершенно равномерно распределенных в объеме металлокерамики - каждая частица карбида окружена тонким слоем металла связующего, поры спекания практически отсутствуют (рис. 2, д). Дальнейшая электронная обработка образца при £=6,0 Дж/см2 (30 импульсов) формирует на поверхности фрагментированную микротрещинами структуру (рис. 2, е).

Исследование влияния электронной обработки металлокерамики на ее стойкость в режиме резания металла показало следующее.

Стойкость металлокерамики в исходном состоянии составила 336,6 м резания. При первоначально малых дозах электронного облучения, вплоть до облучения пучком с £ =4,0 Дж/см2 при 5 импульсах облучения (ЕЕ=20,0 Дж/см2) стойкость металлокерамики снижается до минимума (112 м резания), что, по-видимому, обусловлено образованием в частицах карбидной фазы, вследствии термоудара при малых дозах электронного облучения, микротрещин, длина которых заведомо больше критического размера для данной металлокерамической композиции. Повышение £ электронного пучка (также как и количества импульсов облучения) увеличивает стойкость металлокерамики, которая достигает 652 м при £=5,0 Дж/см2 и 30 импульсах облучения (ЕЕ = 150 Дж/см2). Дальнейшее увеличение дозы электронного облучения до 180,0 и 200,0 Дж/см2 приводит к заметному снижению стойкости металлокерамики в режиме резания.

а) х1250

б) х1250

Ч*

/ V. \ * * 1г«> 1\

• V V- ' Ь ‘Л ' • ? л)

г) х500

ш ^

Я;/

Ш ’.ж А - /•

£ ¿5г§ <Ъ. Л. ' ¿ЙЛ**»¿Л *2^*

агар№> л Л*. <* <А**п*£ ^

* Ч£йШЙ

** V*VI •»’?*$( .’^*

д)х500

ЧШ!Ш£

• />л\ : >*р7

/•/• : т.1./^л

в) Х1250

е) х500

Рис. 2. Металлографические структуры поверхности металлокерамики: в исходном состоянии

Рассмотрим влияние электронного облучения на поверхность металлокерамического образца как следствие высокоэнергетического воздействия. Пусть на плоскую поверхность образца из карбида титана с никель-хромовой связкой (объемная доля

карбидной фазы равна с0, частицы карбида имеют сферическую форму с радиусом г0) падает поток электронов мощностью Ш. Длительность импульса электронного пучка составляет Считаем, что вся энергия электронного пучка расходуется на разог-

рев и плавление металлической связки в приповерхностном слое металлокерамического образца (считаем, что характерная температура разогрева ТЬ приповерхностного слоя превышает температуру плавления никель-хромовой связки, но ниже температуры плавления карбида титана).

Рис. 3. Зависимость стойкости металлокерамики в режиме резания по стали 45 (в метрах) от величины дозы электронного облучения ее поверхности

Время нагрева поверхности образца до температуры ТЬ можно оценить из известного решения линейного уравнения теплопроводности для поверхности образца [6]

¿0 -пХср

Т - Т А0

2Ж

\ 2

А.

(1 - сХ! - Р) Ьр

где Ь - теплота плавления металлической матрицы, с - коэффициент теплоотдачи излучением.

Глубину прогретого за время I приповерхностного слоя образца оценим по формуле

й'

растворяются при постоянной температуре, равной ТЬ, в расплаве по линейному закону

г, - Г)[1 -С„к

где г - граница растворения, к( ТЬ) - константа скорости растворения, сн - предельная концентрация насыщения расплава растворенным карбидом.

Глубину проплавления с поверхности образца, после заполнения микропор металлокерамического сплава расплавом металлической связки, можно оценить из следующего соотношения

А -

Время существования зон расплава (А) и прогрева (В) в приповерхностном слое металлокерамики, после прекращения действия электронного импульса, увеличивается за счет тепла, выделившегося при кристаллизации расплава. Считаем, что кристаллизация расплава происходит при некоторой постоянной температуре Тк~Ть. Из условия равенства теплоприхода и теплоотвода в системе при температуре Тк определим время кристаллизации

[1 - С0( г, / оча рА*

Тк

сТЬ

где ср, р, X- теплоемкость, плотность и теплопроводность образца, соответственно; Р - пористость; Т0 - начальная температура.

Проведем оценку глубины зоны плавления к, принимая во внимание, что при больших температурах конвективной теплоотдачей можно пренебречь по сравнению с теплоотдачей излучением. Полагая, что подводимая к образцу энергия расходуется на плавление приповерхностного слоя, а ТЬ>>Т0, в конечном итоге получаем

где 0к - тепловой эффект от кристаллизации расплава.

Характерное время температурной релаксации приповерхностного слоя образца на стадии его охлаждения можно оценить по следующему соотношению:

ср Р

т ~

п!

сТЬ г!(п - г)!

Глубину общей зоны прогрева приповерхностного слоя оценим из формулы

й'

Щ +Тк +Т)

СР р ’

К моменту прекращения действия электронного импульса в приповерхностном слое металлокерамики формируются две зоны: зона проплавления металла связки шириной к (А) и зона прогрева твердой части образца на глубину 8-й-к{ (В).

В зоне (А) при плавлении связки происходит растворение частиц карбидной фазы в металлическом расплаве. При небольших глубинах проплавления можно считать, что частицы карбида титана

Глубина прогрева твердой части образца, с учетом (5), определится как

8 - й - А*.

Проведем количественную оценку глубины возможных структурных превращений в приповерхностном слое образца из карбида титана с никель-хро-мовой связкой в результате обработки поверхности образца импульсным электронным пучком с плотностью энергии импульса 5,0 Дж/см2 и длительностью импульса т=2,5*10_6 с при 30 импульсах облучения (общее время облучения !=7,5-10-5 с). Количественные оценки были проведены на основе физико-химических констант для металлических систем [7, 8]: А=100 Вт/м К, ср=500 Дж/кгК, р=5000 кг/м3, Ь=3 105 Дж/кг, 0к=106 Дж/кг, с=5,710- Вт/м2К4, Р=0,2, Т0=300 К, ТЬ=1700 К, к(ТЬ)=10 с-1, сн=0,6, Ж=1,610-11 Вт/м2, г0=1 мкм.

Время разогрева приповерхностного слоя образца до максимальной температуры разогрева сос-

а)

- * •

т20и* IIе

>

Зона структурных превращений

_____________б)______________________

Рис. 4. Микроструктура поперечного сечения металлокерамического образца до и после электронного облучения

тавит около 3,610-11 с. В оставшееся время электронного облучения поверхности металлокерамики происходит образование в приповерхностном слое образца зоны проплавления металлической связки на глубину к*—90 мкм (зона А) и зоны прогрева металлокерамики в твердом состоянии на глубину 8=ё-к*—30 мкм (зона В), ширина общей зоны прогрева составит ё—120 мкм. Очевидно, что в зоне А происходит частичное растворение карбидных частиц в расплаве металлической связки. При этом растворенные в расплаве титан и углерод диффундируют из зоны расплава в твердофазную зону повышенных температур разогрева (в зону В). После прекращения электронного облучения охлаждение приповерхностного слоя до температуры кристаллизации расплава происходит за время —610-2 с. Время охлаждения приповерхностного слоя после кристаллизации расплава составляет —4.10-2 с. В результате в приповерхностном слое металлокерамического образца должна формироваться зона неравновесного структурно-фазового состояния, в которой средний размер частиц карбида должен быть меньше первоначального, а никель-хромовая связка должна быть дополнительно пролегирована титаном и углеродом.

На рис. 4 а,б представлены микроструктуры поперечного сечения приповерхностного слоя металлокерамического образца в исходном (после спекания) и после обработки поверхности образца электронным пучком с плотностью энергии импульса 5,0 Дж/см2 и длительностью импульса Т=2,510_6 с при 30 импульсах облучения состояниях. Из сравнения рис. 4, а и 4, б можно констатировать, что в то время как в исходном состоянии металлокерамики ее микроструктура на поперечном сечении образца имеет достаточно равномерный характер (частицы карбидной фазы неравноосной формы распределены с одинаковой плотностью как у поверхности образца, так и на достаточно больших глубинах его поперечного сечения), мик-

роструктура металлокерамики после электронного облучения претерпевает заметные изменения: непосредственно в приповерхностном слое наблюдается зона повышенной плотности распределения частиц карбидной фазы.

Количественный анализ металлографической структуры приповерхностного слоя металлокерамики показал, что в результате электронной обработки средний размер карбидных частиц в зоне структурных превращений уменьшается с 3,05 мкм в центральной части образца до 2,80 мкм в зоне структурных превращений, объемное содержание карбидной фазы повышается с 40,0 об. % в центральной части образца до 42,5 об. % в зоне структурных превращений. Глубина зоны превращения не является величиной постоянной, изменяясь в разных точках поверхности образца от 90 до 160 мкм.

расстояние от поверхности облучения, мкм Рис. 5. Концентрационный профиль распределения титана в металлической связке металлокерамики после ее обработки электронным пучком

Принимая во внимание, что зона структурных превращений в приповерхностном слое металлокерамики при ее облучении электронами формируется, прежде всего, в результате образования зоны расплава металлической связки, было проведено ис-

следование концентрационного распределения титана в никель-хромовой связке металлокерамики на поперечном срезе металлокерамического образца, представленного на рис. 4, б. На рис. 5 приведен концентрационный профиль распределения титана в металлической связке по поперечному срезу образца металлокерамики, представленного на рис 4, б, от поверхности образца к его центральной части (измерения были проведены по точкам с шагом 5 мкм).

Содержание титана в металлической связке в зоне структурных превращений не является величиной постоянной, что говорит о неравновесном состоянии материала, обусловленного высокими скоростями разогрева и охлаждения зоны в процессе электронного облучения. Тем не менее среднее содержание титана в зоне структурных превращений существенно выше содержания титана в центральной части образца, а концентрационный профиль распределения титана четко фиксирует зону прогрева металлической связки электронным пучком как зоны растворения частиц карбида титана, размер которой хорошо коррелирует с размером зоны структурных превращений на металлографической структуре поперечного среза металлокерамического образца.

Выводы

Электронно-импульсная обработка поверхности металлокерамического материала является эффек-

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Варавка В.Н., Бровер ГИ., Магомедов М.Г., Бровер А.В. Теплофизические особенности процесса импульсной лазерной обработки инструментальных сталей // Вестник ДГТУ. —2001. — Т. 1. — № 1(7). —С. 56-63.

2. Бровер Г.И., Магомедов М.Г., Бровер А.В., Холодова С.Н., Си-доркина Н.М. О роли массопереноса в создании структурной картины при импульсной лазерной обработке // Вестник ДГТУ. —2001. —Т. 1. — № 2(8). — С. 42-49.

3. Ivanov Y.F., Rotshtein V.P., Proskurovsky D.I., Orlov PV., Polestchenko K.N., Ozur G.E., Goncharenko I.M. Pulsed electron-beam treatment of WC-TiC-Co hard-alloy cutting tools: wear resistance and microstructural evolution // Surface and coating technology. — 2000. — V. 125. —P. 255-256.

тивным методом модифицирования структуры его приповерхностного слоя, приводя к образованию зоны неравновесного структурно-фазового состояния металлокерамики. Последняя отличается более высокой дисперсностью частиц карбидной фазы, большей плотностью распределения частиц карбидной фазы, повышенным содержанием легирующих элементов в металлической связке и высоким градиентом концентрации легирующих элементов от внешней поверхности в сторону центральной части образца металлокерамики. Целенаправленное формирование указанной зоны неравновесного состояния в приповерхностной области металлокерамического материала позволяет кратно увеличить его стойкость в условиях резания металла.

Авторы благодарят Д.И. Проскуровского, Г.Е Озура и В.П. Ротштейна (Институт сильноточной электроники СО РАН, г. Томск) за помощь в проведении электронного облучения образцов металлокерамики и за участие в обсуждении полученных результатов.

Исследования выполнены в рамках интеграционного проекта СО РАН "Создание неравновесных структурно-фазовых состояний в поверхностных слоях материалов на основе разработки новых вакуумных электронно-ионно-плазменных технологий и оборудования для получения покрытий с высокими функциональными свойствами"(постановление СО РАН № 62 от 21.02.03, приложение № 1, проект № 7).

4. Klimenov VA., Kovalevskaya Zh.G., Eroshenko A.Yu. Examination of the thermal effect of on electronbeam on a coating substrate composite // Welding International. —2002. —V. 16. —№ 11. —P. 899-902.

5. Патент 2093309 РФ. МКИ6 B22F 7/04, B32B 7/02. Износостойкое изделие и способ его получения / В.Е. Овчаренко, В.Е. Панин, Г.А. Прибытков, А.А. Голубев. Заявлено 22.06.1993, опубликовано 20.10.1997, бюл. № 29. — 11 с.: ил. 6.

6. Лыков А.В. Теория теплопроводности. — М.: Высшая школа, 1967. —600 с.

7. Смитлз К.Дж. Металлы. Справочник. — М.: Металлургия, 1980. —446 с.

8. Самсонов ГВ., Винницкий И.М. Тугоплавкие соединения. Справочник. — М.: Металлургия, 1976. — 556 с.