Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 11, стр. 1167-1173

ВВЕДЕНИЕ

Свойства металлических материалов при механическом и триботехническом нагружении во многом зависят от структурно-фазового состояния поверхностного слоя [1]. При всем разнообразии упрочняющих поверхностных деформационных обработок результатом их применения является диспергирование структуры до наномасштабного уровня, повышение прочностных свойств, износостойкости, создание в этих слоях остаточных напряжений сжатия [2–6]. Для повышения пластичности поверхностного слоя, находящегося после деформационной обработки в предельно дефектном состоянии, может быть использован отжиг. Такая механотермическая обработка конструкционных углеродистых сталей позволяет повысить их усталостную долговечность и пластичность без существенного снижения прочностных свойств [7]. Отжиг высокоазотистых сталей стимулирует зернограничную диффузию легирующих элементов, и образующиеся на границах зерен частицы Cr₂N снижают как пластичность, так и прочностные свойства [8]. Для высокоазотистых сталей наиболее благоприятным может быть комбинирование деформационной обработки с последующей высокоскоростной термической обработкой. Такая механотермическая обработка локально воздействует только на приповерхностный слой, не изменяя при этом структуру нижележащих слоев. Высокой скоростью нагрева обладает лазерная обработка и обработка электронным лучом [9–11]. Благодаря тому, что прогревается небольшая толщина, электронно-лучевая обработка обеспечивает также и высокую скорость охлаждения. Исследованию влияния поверхностной механотермической обработки на структуру, фазовый и химический состав, механические свойства, а также упруго деформированное состояние приповерхностного слоя стареющей высокоазотистой стали посвящена данная работа.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ЭКСПЕРИМЕНТОВ

Исследовали Cr–Mn–N сталь (Cr16.5, Mn18.8, N0.53, C0.07, Si0.52 мас. %, ост. Fe), бруски которой размерами 200 × 40 мм и толщиной 18 мм, закаливали от 1100°С в воду. Затем проводили фрикционную обработку [12] и обработку электронным лучом на установке (ИФПМ СО РАН, Россия) [13] при остаточном давлении 0.1 Па непрерывным сфокусированным электронным лучом. Электронный луч разворачивали в линию перпендикулярно направлению перемещения стальных брусков. Размеры электронного луча, сфокусированного на поверхности, были следующие: длина 40 мм, ширина 0.5 мм. Технологические параметры электронно-лучевой обработки были следующие: частота развертки электронного луча 200 Гц, ток I = 0.02 А, максимальная энергия электронов 27 кэВ, скорость перемещения обрабатываемой поверхности бруска относительно электронного пучка 15 мм/с. Нагретый электронным лучом стальной брусок охлаждали в вакуумной камере.

Шероховатость определяли на лазерном профилометре Micro Measure 3D station. Параметры R_a, R_z, R_sk, и R_ku определяли как средние арифметические величины по 6 сечениям длиной 8 мм.

Микротвердость определяли на приборе ПМТ-3М индентированием пирамидой Виккерса с нагрузкой 50 г, а изменение микротвердости по глубине модифицированного слоя – варьируя нагрузку на индентор Берковича 1, 2, 5, 10, 20, 50, 100, 200 мН на приборе NanoTest (Micromaterials Ltd., Wrexham UK).

Химический состав приповерхностного слоя анализировали методом оже-электронной спектроскопии на приборе Шхуна-2, (Россия) с помощью основного электронного пучка 3 кэВ и пучка ионов аргона 3 кэВ диаметром 30 мкм.

Структуры, текстуру, фазовый состав, а также упругие деформации решетки в стали исследовали методами металлографии на приборе Axiovert–25CA, дифракции отраженных электронов (EBSD) на приборе Quanta 200 3D и рентгеновской дифрактометрии на приборе ДРОН-4М в СоK_α- и СuK_α-излучении.

Параметр решетки определяли экстраполированием функции а = f(cos²Θ) до cos²Θ = 0. Упругие деформации кристаллической решетки, ответственные за формирование макронапряжений, определяли в асимметричной геометрии [14, 15]. Угол ψ_hkl между нормалями к (hkl) отражающим плоскостям и к исследуемой поверхности покрытия для каждой плоскости определяли как ψ_hkl= = Θ_hkl – α, где Θ_hkl – угол дифракции, α = 5°, 10°, 20°, 40° – фиксированный для каждой из дифрактограмм угол скольжения первичного рентгеновского луча.

Деформации кристаллической решетки, ответственные за формирование микронапряжений, определяли из анализа интегральной полуширины дифракционных максимумов, полученных из симметричных съемок в геометрии по Брэггу-Брентано [14] после закалки стали и после механотермической обработки ее поверхности.

Механические характеристики определяли по результатам испытаний 3-х образцов с длиной рабочей части 16 мм и сечением 2 × 1 мм² при растяжении на машине Instron 5582 со скоростью движения захватов 0.18 мм/мин. Одна из поверхностей образцов была подвергнута механотермической обработке. Для сравнения испытали по 3 образца после закалки и после фрикционной обработки.

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТОВ И ОБСУЖДЕНИЕ

Основные параметры шероховатости поверхности имеет ту же величину (R_a = 0.4 мкм, R_z = 2.3 мкм) после механотермической обработки, что и после фрикционной обработки (R_a = 0.39 мкм, R_z = = 2.3 мкм). Вместе с тем другие параметры шероховатости отличаются весьма значительно. Например, R_sk, характеризующий асимметрию профиля, показывает, что после механотермической обработки асимметрия становится на порядок меньше: R_sk = 0.395 и R_sk = 0.032 соответственно. Уменьшается и другой параметр R_ku, характеризующий остроту вершин выступов: R_ku = 5.0 после фрикционной обработки и R_ku = 3.1 после механотермической. Одинаковые по величине значения R_a и R_z показывают, что высота, глубина неровностей и их амплитуда одинаковы при обеих обработках. Изменение в топографии поверхности заключается в сглаживании отдельных вершин выступов. Это возможно только при их подплавлении электронным лучом.

Изменение химического состава в приповерхностном слое показано на рис. 1. На глубине h ≤ ≤ 200 нм наблюдается обогащение кислородом. Кроме того, имеет место некоторое обогащение приповерхностного слоя азотом и углеродом. Повышенная концентрация элементов внедрения коррелирует с пониженной концентрацией хрома. Состав стали становится полностью однородным на глубине h ≥ 400 нм. Исследование химического состава было проведено непосредственно после механотермической обработки без предварительной подготовки поверхности (электрополирования). В связи с этим повышенное содержание элементов внедрения обусловлено собственно механотермической обработкой. Насыщение кислородом идет в процессе деформирования в атмосферных условиях при фрикционной обработке. После электронно-лучевого нагрева в вакуумной камере кислород в приповерхностном слое сохраняется. Некоторое обогащение приповерхностного слоя азотом и углеродом произошло в ходе электронно-лучевой обработки. Немонотонное изменение концентрации хрома и кислорода может быть связано с образованием частиц оксидов. Сопоставление данных по шероховатости и толщине приповерхностного слоя, обогащенного элементами внедрения, показывает, что изменение химического состава после механотермической обработки происходит в пределах выступов и впадин, формирующих шероховатость. Возможно, увеличение концентрации углерода и азота связано с взаимодействием подплавленного приповерхностного слоя и остаточной атмосферы в камере электронно-лучевой установки.

Структура стали в поперечном сечении после фрикционной и механотермической обработок показана на рис. 2. Механотермичекая обработка формирует в приповерхностном слое I толщиной около 20 мкм высокодисперсную структуру, отделенную от нижерасположенных слоев выраженной границей раздела, рис. 2б. Его мелкозернистая структура свидетельствует о прошедшей рекристаллизации (подплавление коснулось только острых вершин выступов). Далее по глубине расположен слой II толщиной ~80–100 мкм с деформационной структурой, плавно переходящий в структуру III основного материала. В слое II сохранились деформационные двойники, образовавшиеся при фрикционной обработке.

Микротвердости слоя I и бездефектной основы III имеют близкие значения HV320 и HV300 соответственно. Слой II, расположенный между ними, обладает более высокой микротвердостью HV375. Подробное исследование слоя I наноиндентированием отражает неоднородность химического состава приповерхностного слоя, рис. 3. Слой, обогащенный кислородом и содержащий оксиды хрома, имеет микротвердость ниже, чем более толстый слой h ≥ 500 нм. По мере увеличения нагрузки на индентор и увеличения глубины его погружения в модифицированный поверхностный слой прирост микротвердости замедляется, что говорит о выравнивании химического состава. Рост микротвердости с увеличением глубины проникновения индентора (нагрузки) мог бы быть связан с высоким деформационным упрочнением азотистого аустенита в процессе индентирования. Однако поверхностный слой стали после закалки не имеет подобной аномалии.

В рекристаллизованном слое I сформировалась однородная структура со средним размером аустенитных зерен 2 мкм и кубической текстурой {001} 〈100〉 рис. 4а, 4б. Мелкозернистая структура характеризуется большеугловыми разориентировками, рис. 4в. При этом протяженность границ двойникового типа снижена до 2% по сравнению с 40% в основном материале. Доля малоугловых границ в суммарной протяженности границ в слое I не превышает 4%.

Уменьшение плотности двойниковых границ в слое I после механотермической обработки может косвенно свидетельствовать о повышении ЭДУ аустенита, связанном с измельчением зерна. В сталях, легированных элементами внедрения – углеродом и азотом, зависимость ЭДУ от размера зерен особенно сильна [16]. Благодаря рафинирующему действию границ, концентрация углерода и азота оказывается выше на межзеренных границах, чем в объеме зерен. Поэтому одновременно с диспергированием структуры происходит понижение ЭДУ в приграничных областях зерен [16]. В повышение предела текучести, табл. 1, существенные вклад вносит зернограничное упрочнение. Из уравнения ${{\sigma }_{{0.2}}}$ = $145\sqrt {1 + 15{{С}_{N}}} $ + $\frac{{8 + 38{{С}_{N}}}}{{\sqrt d }}$ [17], где С_N – содержание азота в мас. %; d – размер зерен в мм, при d = 5 × 10^–2 мм σ_0.2 = 559 МПа, при d = 2 × 10^–3 мм σ_0.2 = 1063 МПа.

Рентгеноструктурные исследования показали, что фазовый состав всех слоев стали после механотермической обработки остается неизменным – аустенит.

На рис. 5 показана зависимость межплоскостных расстояний d_hkl от их ориентации после каждого из этапов механотермической обработки. После закалки зависимость для всех hkl плоскостей имеет отрицательный наклон (с увеличением угла ψ межплоскостные расстояния уменьшаются). Это свидетельствует о том, что вдоль нормали поверхностный слой упруго растянут. После фрикционной и механотермической обработок зависимость имеет положительный наклон. В этих случаях кристаллическая решетка испытывает упругое сжатие вдоль нормали к поверхности. Рисунок 5 также иллюстирует, что независимо от вида обработки при изменении ориентации (угла ψ), наиболее сильно изменяется d₂₀₀ из-за того, что модуль Юнга Е₂₀₀ меньше, чем Е_hkl других кристаллографических направлений. По данным [18], Е₂₀₀ на 40% меньше, чем Е₁₁₁, и на 25% меньше, чем Е₂₂₀. Поэтому в поликристаллах величина упругой деформации решетки в зернах с жесткой ориентацией [100] существенно выше, чем для зерен с иной ориентацией. Это позволяет контролировать присутствующие в приповерхностном слое остаточные макронапряжения по отклонению d₂₀₀ и d₄₀₀ от равновесного значения. Деформация решетки в направлении вдоль нормали уравновешивается деформациями в направлениях, касательных к поверхности [19]. Собственно остаточные напряжения в касательных направлениях и вызывают деформации решетки из-за геометрических и (или) температурных градиентов, возникающих при обработках стали. Величину деформаций решетки в касательных направлениях можно определить при sin²ψ = 1, экстраполируя зависимость d = f(sin²ψ), рис. 5. Это дает основания полагать, что с увеличением угла ψ больше 45° изменяется знак деформаций hkl плоскостей. Точка sin²ψ = 0.5 будет определять параметр решетки аустенита а₀ исследуемой стали в равновесном (ненапряженном) состоянии. На рис. 6 показана зависимость параметра решетки a от sin²ψ, усредняющая его значение для всех hkl плоскостей в приповерхностном слое после механотермической обработки. В точке, при которой sin²ψ = 0.5 а₀ = 0.36193 + 0.000989 × 0.5 = = 0.3624 нм.

После закалки и после механотермической обработки деформации решетки в приповерхностных слоях в направлении вдоль нормали имеют разный знак (рис. 5), но структуры в них формируются в схожих условиях, фиксирующих твердый раствор. В этом случае параметр решетки аустенита для равновесного состояния а₀ можно определить графически как среднее значение a_hkl по плоскостям (111), (220), (222) для обеих недеформационных обработок, рис. 7. Механотермическая обработка хотя и включает этап поверхностного деформирования, но не является деформационной, так как на ее заключительном этапе в приповерхностном слое идет рекристаллизация. Зерна с [111] и [220] ориентациями, совпадающими с направлением вдоль нормали, менее других упруго деформированы [19]. В закаленном состоянии и после механотермической обработки значения а_hkl в зернах с мягкой ориентацией расположены близко друг к другу и почти зеркально симметричны относительно линии, которая характеризует равновесное состояние c параметром решетки а₀= 0.3624 ± 2.0 × 10^–4 нм, рис. 7. Все точки, расположенные выше этой линии, означают, что решетка деформирована растяжением, а ниже нее – сжатием. Это согласуется с экспериментальными результатами рис. 5. Отдельно определены параметры решетки для [100] и [311] ориентированных зерен, рис. 7. Как видно, величины а₀, полученные из рис. 6 и 7, равны. Упругие деформации решетки ε_hkl вдоль нормали к поверхности, связанные с макроскопическими остаточными напряжениями, можно рассчитать из рис. 7 как ε_hkl = (а_hkl – а₀)/а₀, где а₀ – параметр решетки аустенита в равновесном состоянии; а_hkl – параметр решетки для соответствующего кристаллографического направления и обработки. Результаты определения упругих деформаций решетки ε_hkl вдоль нормали к поверхности, ответственных за формирование в приповерхностном слое остаточных макроскопических напряжений, сведены в табл. 2.

Определить ε_hkl в стали после фрикционной обработки на основе анализа дифрактограмм, полученных симметричными съемками по Брэггу–Брентано было бы некорректно. Фрикционная обработка вызывает изменение d_hkl благодаря аддитивному влиянию деформационных дефектов упаковки и остаточных макронапряжений [12, 14].

Увеличение концентрации деформационных дефектов упаковки приводит к смещению пика (200) в сторону меньших углов θ, а пика (400) – в противоположную сторону. Упругое растяжение вдоль нормали вызывает одновременное смещение пары пиков (200)–(400) в сторону меньших углов θ. Сжатие, напротив, смещение пиков (200)–(400) в сторону больших углов θ. Поэтому при анализе упруго-деформированного состояния высокоазотистой стали после фрикционной обработки недостаточно сравнивать величины d₂₀₀ с соответствующими значениями для равновесного состояния. Необходимо исследовать характер изменения всех d_hkl в зависимости от sin²ψ, считая состояние близким к равновесному (ненапряженному), при котором sin²ψ = 0.5. В нашем случае величина d₂₀₀ после фрикционной обработки больше, чем в равновесном состоянии при всех sin²ψ, рис. 5а, что, казалось бы, указывает на упругое растяжение кристаллической решетки. Вместе с тем увеличение d₂₀₀ и d₂₂₀d₃₁₁ при увеличении sin²ψ, рис. 5а–5в свидетельствует об упругом сжатии решетки в направлении вдоль нормали к поверхности. Величина упругой деформации ε₂₀₀ после фрикционной обработки может быть рассчитана как:

где d₂₀₀₎ – межплоскостное расстояние при sin²ψ = 0; d₀ – межплоскостное расстояние для (200) при sin²ψ = 0.5. В табл. 2 приведены значения ε_hkl для этой и других плоскостей, полученные из анализа зависимости d_hkl = f(sin²ψ), после фрикционной обработки стали.

Из табл. 2 видно, что ε_hkl, измеренные после закалки и механотермической обработки двумя способами, дают удовлетворительное совпадение. После всех обработок в приповерхностном слое зерна с жесткой ориентацией [100] испытывают упругую деформацию более сильную, чем зерна с другими ориентациями. Также видно, что после фрикционной обработки упругие деформации решетки по абсолютной величине больше, чем после закалки и механотермической обработки. Таким образом, поверхностная механотермическая обработка, уменьшая упругие деформации решетки, измельчая зерна и дефектность структуры при рекристаллизации, способствует повышению прочностных свойств с сохранением пластичности на высоком уровне.

Механотермическая обработка полностью не устраняет деформации решетки, связанные с внутризеренными микронапряжениям. При их определении также проявляется анизотропия. В зернах с жесткой ориентацией 〈100〉 внутризеренные деформации решетки выше, чем для остальных зерен: 0.13 и 0.04% соответственно.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Результаты, полученные в работе, показывают, что комбинированием фрикционной и электронно-лучевой обработок можно уменьшить упругие деформации решетки аустенита, связанные с остаточными макронапряжениями. При этом повышается предел текучести Cr–Mn–N-стали. Приповерхностный слой с текстурой {001} 〈100〉 формируется в неравновесных условиях, что обеспечивает его мелкозернистую структуру со средним размером зерен ~2 мкм. Сильная чувствительность [100]-ориентированных зерен к действию остаточных напряжений позволяет упростить анализ упруго деформированного состояния приповерхностного слоя, не подвергнутого пластической деформации. Для определения знака упругих деформаций достаточно сравнить величины d₂₀₀ и d₄₀₀, полученные из симметричных съемок по Брэггу-Брентано, в равновесном состоянии и после недеформационной обработки. Отклонение в одну и ту же сторону значений d₂₀₀ и d₄₀₀ после обработки поверхности от соответствующего значения в равновесном состоянии показывает знак деформаций кристаллической решетки. При рентгеноструктурном анализе в геометрии по Брэггу-Брентано величина d₂₀₀ может служить их маркером.

Анизотропия деформаций решетки проявляется как на макроуровне, так и на микроуровне. Искажения решетки в макрообъеме, и микродеформации в зернах с жесткой ориентацией 〈100〉, совпадающей с нормалью к исследуемой поверхности, на порядок выше, чем в зернах с мягкой 〈111〉 и 〈220〉 ориентациями.

Работа выполнена в рамках Программы фундаментальных научных исследований государственных академий наук России на 2013–2020 гг., направление III.23.