3. Литературный обзор. Метод высокоинтенсивной низкоэнергетической ионной имплантации

Поверхностное легирование методами ионной имплантации является одним из перспективных направлений повышения износостойкости и работоспособности изделий, работающих в условиях трения и износа. Для сталей, в частности хромосодержащих, хорошо зарекомендовал себя способ поверхностного микролегирования азотом с помощью высокоинтенсивной низкоэнергетической ионно-лучевой обработки [1,2]. Метод высокоинтенсивного низкоэнергетического ионно-лучевого азотирования основан на обработке материалов пучками заряженных частиц с энергией ~10³ эВ с большими плотностями тока ~ 1-10 мА/см². При этом в поверхностном слое обрабатываемой детали развиваются процессы радиационно-стимулированной диффузии в условиях повышенных температур, что обеспечивает высокую скорость легирования приповерхностного слоя, толщина которого может достигать ~10-200 мкм, что на несколько порядков превышает величину проективного пробега ионов азота в облучаемой мишени [3]. Ионное легирование атомами азота приводит к значительному повышению твердости, износостойкости и коррозионной стойкости сталей.

К важнейшим преимуществам метода азотирования при высокоинтенсивной низкоэнергетической ионной имплантации относится то, что он реализуется на недорогом, экологически чистом оборудовании, обеспечивает весьма высокую производительность обработки, не требует операции окончательной шлифовки, позволяет регулировать фазовый состав и концентрацию внедряемых атомов. Микролегирование азотом сталей с помощью предлагаемого метода увеличивает коррозионную стойкость, циклическую долговечность в 1.3-5 раза, микротвердость на 150-300% и износостойкость в 2-100 раз [1-4].

В то же время, несмотря на успешное практическое применение метода высокоинтенсивной низкоэнергетической ионной имплантации для повышения ряда свойств конструкционных сталей, процессы структурообразования при такой обработке практически не исследованы. Не исследованы также закономерности развития пластической деформации на мезомасштабном уровне в приповерхностных слоях и характер разрушения в условиях трения и износа сталей, модифицированных при высокоинтенсивной низкоэнергетической имплантации ионов азота. Не выяснена в полной мере и природа повышения прочностных характеристик сталей при ионном легировании азотом.

4. Эксперимент, результаты экспериметна, анализ результатов эксперимента

Проведенные исследования показали, что при температуре ионной имплантации 400С микротвердость поверхностно–упрочненного слоя предварительно закаленных образцов стали 40Х13 составляет 19130 МПа.. При 500С микротвердость поверхностно–упрочненного слоя предварительно закаленных образцов стали 40Х13 составляет 11532 МПа. Микротвердость материала сердцевины при температуре имплантации 400 градусов равняется 5703 МПа, в то время как при температуре имплантации 500С – 4038 МПа. Образцы в исходном состоянии (закалка) имеют микротвердость 6152 МПа.

В условиях трехточечного изгиба состояние подложки, прочность поверхностно–упрочненного слоя, а также направление приложения нагрузки оказывают существенное влияние на деформационное поведение образцов стали, подвергнутой ионной имплантации азотом. Проведенный анализ кривых течения, полученных при трехточечном изгибе исследованных поверхностно–упрочненных образцов, позволил выявить следующие закономерности.

1. Более высокая микротвердость закаленных образцов (без имплантации) обусловливает их малую пластичность ~0.5% (рис. 1, кривая 1). Предел текучести примерно соответствует образцу, имплантированному при температуре 400С и составляет ~2000 МПа.

   Рис. 1. Кривые течения образцов стали 40Х13 при трехточечном изгибе: исходное состояние (закалка); имплантация 400С (нагружение со стороны покрытия); имплантация 400С (нагружение со стороны подложки); имплантация 500С (нагружение со стороны покрытия); 5) имплантация 500С (нагружение со стороны подложки)

2. При приложении нагрузки со стороны подложки уровень напряжения течения несколько ниже по сравнению с приложением нагрузки со стороны покрытия независимо от температуры ионной имплантации (рис.1, кривые 4, 5). Одновременно, в образце, имплантированном при температуре 400С при приложении нагрузки со стороны подложки наблюдается повышение пластичности более чем в 2 раза: с 1,4% до 3,2% (рис. 1, кривые 2 и 3 соответственно).

3. Значительное снижение микротвердости подложки, происходящее при ионной имплантации азотом при температуре 500С, приводит к снижению как предела текучести и прочности, так и напряжения течения более чем в полтора раза по сравнению с образцами, имплантированными при T=400С (рис. 1, кривые 2,3 и 4,5 соответственно).

4. Пластичность образцов, имплантированных при температуре 500С значительно превышает таковую для образцов, поверхностно–упрочненных при температуре 400С

Сравнение кривых течения, а также характера растрескивания ионно–азотированных образцов при различных направлениях приложения нагрузки показывает, что фактор возникновения трещин в покрытии может являться определяющим, с точки зрения поведения поверхностно–упрочненных образцов. При трехточечном изгибе образцов после закалки растрескивания поверхностного слоя не происходит, в результате чего, мощный концентратор напряжений, действующий в области максимальных растягивающих напряжений, не имеет возможности эффективной релаксации. В результате, в образце образуется одна магистральная трещина, а пластичность образца не превышает 0.5% (рис. 1, кривая 1).

При температуре ионной имплантации 400С на начальной стадии нагружения до ~0.5% форма кривых течения при различных направления приложения нагрузки подобна (рис. 1, кривые 2 и 3). После этого, по всей видимости, в поверхностно–упрочненном слое, при приложении нагрузки со стороны подложки, начинают возникать трещины (рис. 2а), чему на кривой течения соответствует снижение напряжения течения (рис. 1, кривая 3). В случае, когда максимальные растягивающие напряжения возникают на поверхности подложки, напряжение течения возрастает, однако разрушение образца происходит уже при ~1,4%. Образование большого количества мелких трещин в имплантированном слое позволяет релаксировать концентратор напряжений на поверхности подложки, что обеспечивает повышение пластичности более чем в два раза при незначительном снижении напряжения течения. Разрушение образцов, при приложении нагрузки со стороны подложки происходило при распространении вдоль оной из микротрещин сквозной магистральной трещины (рис. 2а). Следует также отметить, что при степенях деформации ~1,43,4% напряжении течения оставалось практически неизменным ~3500 МПа.

При испытании образцов, подвергнутых ионной имплантации при температуре 500С, различие кривых течения при различных направления приложения нагрузки фиксируется с самого начала нагружения (рис. 1, кривые 4 и 5). Если нагрузка прикладывается со стороны покрытия предел текучести и напряжение течения выше, чем в случае, когда изгибающая нагрузка прикладывается со стороны подложки. По всей видимости, образование трещин в имплантированном слое начинает практически с предела текучести, однако меньшее различие прочностных характеристик матрицы и поверхностно–упрочненного слоя уменьшает период растрескивания, а формирование в матрице мезополос локализованной деформации становится эффективным механизмом релаксации макроконцентратора напряжений на поверхности покрытия. Об этом свидетельствует тот факт, что при >2.4% наблюдается снижение уровня деформирующего напряжения. В результате, даже при степенях деформации более ~4% разрушения образцов не происходило.

При приложении нагрузки со стороны покрытия высокая пластичность, по всей видимости, связана с высокой пластичностью подложки. Однако в этом случае, эффективная релаксация макроконцентратора напряжений на поверхности подложки обеспечивается механизмами деформации микромасштабного уровня. Это подтверждается не снижающимся и примерно постоянным уровнем напряжения течения при =2.44% (рис. 1, кривая 4).

Для выявления причин различия кривых течения исследованных образцов были проанализированы поверхности покрытий, снятые с помощью растрового электронного микроскопа. Из приведенных на рис. 2 РЭМ-изображений видно, что среднее расстояние между трещинами в образце, имплантированном при температуре 500С составляет ~230 мкм, в то время как в образце, поверхностно–упрочненном при температуре 400С это расстояние составляет ~90 мкм. Это различие связано, прежде всего, с различием модулей упругости, а также пластичности материала матрицы при различных температурах ионной имплантации (что было выявлено в ходе измерения микротвердости).

А	Б
Рис. 2. РЭМ–изображения поверхности образцов стали 40Х13 ионно–имплантированных при температуре 400С (а) и 500С (б). Размер изображения 1.8*2.4 мм; нагрузка прикладывалась со стороны подложки.

В порядке обсуждения результатов заслуживает внимания следующий момент. При трехточечном изгибе максимальные растягивающие напряжения действуют на поверхности, противоположной месту концентрированного приложения нагрузки. Локальный изгиб образца является макроконцентратором напряжений, требующим эффективных механизмов релаксации. В случае, когда нагрузка прикладывается со стороны подложки растрескивание покрытия, сопровождающееся формированием в подложке мезополос локализованной пластической деформации, может являться таким эффективным релаксационным процессом. В наших предыдущих работах было показано, что мелкое растрескивание покрытия позволяет избежать локализации деформации . В случае образцов, имплантированных при температуре 400С, период растрескивания составляет ~90 мкм, а трещины хоть и являются поперечными, в большинстве своем не распространяются через всю ширину образца. Таким образом, ионная имплантация при температуре 400С обеспечивает оптимальное поведение образца при нагружении, поскольку при сохранении высокой пластичности, обеспечивает предел прочности выше чем у закаленного и не подвергнутого ионной имплантации.