Введение

За прошедшее столетие после создания классической быстрорежущей стали Р18 для конкретных задач машиностроительной, металлургической, горнодобывающей отраслей промышленности созданы десятки новых сталей [1], вошедшие в справочники и каталоги ведущих зарубежных стран. В последнее время в быстрорежущих сталях достаточно дорогой и дефицитный вольфрам заменяется молибденом, который оказывает похожее влияние на формирование структуры и свойств [2]. Быстрорежущие молибденовые стали имеют более высокие эксплуатационные свойства по сравнению с вольфрамовыми или вольфраммолибденовыми [3 – 5].

Актуальная проблема повышения надежности и долговечности деталей машин и механизмов решается за счет целенаправленного и контролируемого изменения свойств их рабочих поверхностей. Создание покрытий, подвергаемых механическим нагрузкам, износу, коррозии, действию агрессивных сред и обладающих высокими функциональными свойствами, является фундаментальной задачей, имеющей важное практическое значение [6 – 8]. Одним из методов решения этой задачи является плазменное нанесение покрытий с использованием азота в качестве легирующего элемента [9 – 13].

Улучшение качества поверхности и ее трибологических и механических свойств может быть достигнуто последующей электронно-пучковой обработкой (ЭПО). Электронно-пучковая обработка с использованием низкоэнергетических сильноточных электронных пучков осуществляется в импульсно-периодическом режиме, что позволяет, с одной стороны, увеличить время нахождения поверхностного слоя в расплавленном состоянии и гомогенизировать его элементный состав, а с другой, сохранить эффекты упрочнения, приводящие к формированию субмикро- и наноразмерной структуры [14 – 17].

Принципиально важной особенностью модификации поверхностного слоя низкоэнергетическими высокоинтенсивными электронными пучками является отсутствие выраженной поверхности раздела между модифицированным слоем и объемом материала, что определяет хорошие демпфирующие свойства материала при механических и температурных внешних воздействиях и предотвращает преждевременное зарождение и распространение с поверхности в основной объем материала хрупких микротрещин, приводящих к разрушению [18; 19].

Отсутствие публикаций, направленных на выяснение физической природы и механизмов структурно-фазовых превращений плазменно наплавленных покрытий молибденовых быстрорежущих сталей при изготовлении и последующей обработке, значительно ограничивает перспективы их практического применения.

Материал и методы исследования

Образцы для исследований получали плазменной наплавкой порошковой проволокой системы MoCrCoC в среде азота на сталь 30ХГСА. Режим формирования наплавленного слоя: сварочный ток 145 – 150 А; напряжение на дуге 50 – 55 В; скорость наплавки 18 м/ч; скорость подачи проволоки 60 м/ч; длина дуги 20 мм. Наплавку проводили в четыре слоя общей толщиной 9 – 10 мм.

Химический состав стали 30ХГСА (мас. %): С – 0,3; Cr – 0,9; Мn – 0,8; Si – 0,9; остальное – железо. Химический состав наплавленного слоя соответствует стали М9 по SAE-AISI М9 (T11309) Molybdenum High-Speed Steel (мас. %): Mo – 8,85; Cr – 3,57; Co – 2,12; V – 0,05; Si – 1,12; Mn – 0,56; Al – 1,05; остальное – железо. В качестве плазмообразующего газа использовали аргон высшего сорта (ГОСТ 10157 – 79) с расходом 6 – 8 л/мин; в качестве защитного газа использовали технически чистый азот (ГОСТ 9293 – 74) с расходом 20 – 22 л/мин. Режимы плазменной наплавки на установке УД-417 не отличались от описанных в работах [17; 18]. Двукратный высокотемпературный отпуск наплавленного слоя осуществляли при температуре 560 – 580 °С в течение 1 ч.

Облучение наплавленного слоя осуществляли на установке «СОЛО» (Институт сильноточной электроники СО РАН) при следующих параметрах: энергия ускоренных электронов 18 кэВ; плотность энергии пучка электронов 30 Дж/см2; длительность импульсов пучка электронов 50 мкс; количество импульсов облучения 10; частота следования импульсов 0,3 с–1; давление остаточного газа (аргон) в камере установки 0,02 Па.

Фазовый состав наплавленного слоя изучали методами рентгеноструктурного анализа. Использовали рентгеновский дифрактометр ДРОН-8Н. Идентификация фазового состава, качественный и количественный фазовый анализы, а также уточнение параметров структуры выполнены при помощи программного комплекса «КДА – Кристаллография и дифракционный анализ» со встроенной картотекой порошковых стандартов (АО ИЦ «Буревестник», версия 2023-01-24-144022.8dec10c0f).

Структуру и элементный состав наплавленного слоя изучали методами сканирующей электронной микроскопии (прибор KYKY-EM6900 с термоэмиссионным вольфрамовым катодом и приставкой для микрорентгеноспектрального анализа элементного состава).

Дефектную субструктуру, элементный и фазовый составы наплавленного слоя исследовали методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии тонких фольг в режиме на просвет и в режиме сканирования (прибор JEOL JEM-2100, Япония) [20 – 22]. Метод микродифракционного анализа с привлечением темнопольной методики использовали для анализа фазового состава материала.

Твердость и модуль Юнга наплавленного слоя определяли прибором Scanning Nano-Hardness Testers NanoScan при нагрузке на индентор 0,1 Н. Исследования трибологических свойств наплавленного слоя по схеме “pin-on-disc” при скольжении по окружности выполнены на трибометре Oscillating TRIBOtester (ASTM G99). Профили триботреков записывали на контактном профилометре (приставка к трибометру Oscillating TRIBOtester).

Результаты и их обсуждение

Структура наплавленного металла представлена зернами эвтектики и зернами твердого раствора на основе железа (рис. 1, а). Двукратный отпуск наплавленного слоя не привел к изменению поликристаллического состояния материала; как и в исходном состоянии, структура наплавки представлена зернами эвтектики и зернами твердого раствора на основе железа (рис. 1, б). Последующее облучение наплавленного импульсным электронным пучком слоя приводит к кардинальному изменению морфологии поверхностного слоя наплавки (рис. 1, в, г). Во-первых, на поверхности наплавки формируются многочисленные кратеры (рис. 1, в). Во-вторых, формируется мелкозернистая структура с размером зерен единицы микрометров (рис. 1, г). В-третьих, не выявляется структура эвтектики. Выявленные преобразования будут сопровождаться изменением фазового состава поверхностного слоя наплавки.

Это подтверждают исследования, выполненные методами рентгеноструктурного анализа. Выявлено существенное изменение фазового состава наплавленного материала, облученного импульсными электронными пучками (рис. 2; таблица).

Сопоставляя результаты, представленные в таблице, можно отметить, что и отпуск наплавленного материала, и последующее облучение материала после отпуска импульсными электронными пучками приводят к существенному снижению содержания в наплавке карбидной фазы с 23 мас. % (исходная наплавка) до 3 мас. % (наплавка после облучения). Отпуск наплавленного слоя сопровождается допревращением остаточного аустенита; последующее облучение вновь способствует фиксации в поверхностном слое остаточного аустенита. Можно предположить, что снижение относительного содержания карбидной фазы после отпуска и тем более после дополнительного облучения обусловлено формированием пересыщенного твердого раствора на основе α- и γ-железа. Однако параметр кристаллической решетки α-железа максимален в исходном состоянии и минимален после дополнительного облучения (см. таблицу). Это указывает, в том числе, на выход легирующих элементов из кристаллической решетки α-железа, что предполагает формирование частиц карбидной фазы. Выявленные противоречия могут указывать на наноразмерное состояние частиц второй фазы, образующихся при дополнительной обработке наплавленного металла.

Методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии установлено, что структура поверхностного слоя наплавки после облучения импульсным электронным пучком представлена ячейками высокоскоростной кристаллизации, размеры которых изменяются в пределах от 0,15 до 0,25 мкм (рис. 3).

Выявлены две обособленные области с разными типами ячеек высокоскоростной кристаллизации. В ячейках первого типа границы практически свободны от выделений второй фазы; в других ячейках (ячейки второго типа) – по границам располагаются протяженные прослойки второй фазы. Размеры данных включений изменяются в пределах от 25 до 43 нм. Можно считать, что ячейки кристаллизации первого типа сформировались в результате высокоскоростной кристаллизации объемов расплавленных зерен твердого раствора на основе α-железа; ячейки кристаллизации второго типа сформировались при кристаллизации объемов расплавленных зерен эвтектики. Этим объясняется существенное различие в содержании частиц второй фазы в ячейках первого и второго типов.

Микрорентгеноспектральный анализ показал, что объем ячеек кристаллизации обоих типов обогащен преимущественно атомами железа (рис. 4, б); вдоль границ ячеек выявляются протяженные прослойки, обогащенные преимущественно атомами молибдена (рис. 4, в), хрома (рис. 4, г) и углерода (рис. 4, д).

При использовании методик темнопольного анализа и индицирования микроэлектронограмм ПЭМ установлен фазовый состав ячеек высокоскоростной кристаллизации. Для ячеек кристаллизации первого типа установлено, что их объем сформирован твердым раствором на основе α-железа. В отдельных случаях выявляются наноразмерные зерна остаточного аустенита, а также наноразмерные частицы карбидов типа Me23C6 и МоС (рис. 5). В объеме ячеек кристаллизации выявлена дислокационная субструктура в виде хаотически распределенных дислокаций.

Исследования фазового состава областей поверхностного слоя, содержащих ячейки кристаллизации второго типа, показали, что объем ячеек сформирован твердым раствором на основе α-железа. В отдельных случаях на микроэлектронограммах обнаруживаются рефлексы остаточного аустенита. По границам ячеек кристаллизации располагаются многочисленные включения второй фазы, анализ микроэлектронограмм которых позволяет считать их карбидами составов Me23C6 , Cr3C2 и Cr7C3 .

При такой комплексной обработке поверхностного слоя быстрорежущей молибденовой стали механические и трибологические свойства изменились. Установлено, что дополнительное облучение наплавленного слоя импульсным электронным пучком привело к снижению параметра износа и коэффициента трения от k = 2,0·10–6 мм3/(Н·м) и μ = 0,75 (для наплавки в исходном состоянии) до k = 1,25·10–6 мм3/(Н·м) и μ = 0,6 (для наплавки после отпуска и дополнительного облучения импульсным электронным пучком). Отметим, что для подложки (сталь 30ХГСА) k = 10,0·10–6 мм3/(Н·м), μ = 0,44. Таким образом, облучение наплавленного слоя импульсными электронными пучками приводит к незначительному (в 1,6 раза) снижению параметра износа и коэффициента трения (в 1,23 раза). Относительно стали 30ХГСА наблюдается снижение параметра износа в 8 раз и увеличение коэффициента трения в 1,36 раза.

Нанотвердость поверхностного слоя наплавленной быстрорежущей молибденовой стали после облучения импульсными электронными пучками варьируется в пределах от 14,7 до 9,5 ГПа и в среднем в поверхностном слое толщиной 100 мкм составляет 10,7 ГПа. Среднее значение нанотвердости наплавленного слоя в исходном состоянии составляет 12,4 ГПа. Таким образом, облучение наплавленной молибденовой быстрорежущей стали импульсными электронными пучками привело к снижению нанотвердости материала в 1,16 раза. Нанотвердость подложки (сталь 30ХГСА) составляет 3,2 ГПа и существенно (в 3,3 раза) ниже средней твердости наплавленного металла после облучения импульсным электронным пучком.

Модуль Юнга поверхностного слоя молибденовой быстрорежущей стали, облученной импульсными электронными пучками, усредненный по 10 уколам, составил 215 ГПа. Учитывая, что среднее значение модуля Юнга наплавленного металла в исходном состоянии 234,9 ГПа, получаем, что облучение молибденовой быстрорежущей стали М9 приводит к незначительному (в 1,09 раза) его снижению.

Выводы

Плазменной наплавкой в легирующей среде азота на среднеуглеродистой стали (30ХГСА) сформирован наплавленный слой молибденовой быстрорежущей стали толщиной 9 – 10 мм. Проведен двукратный высокотемпературный отпуск и дополнительное облучение наплавленного слоя импульсными электронными пучками. Выполнены механические и трибологические испытания наплавленного слоя в исходном состоянии, после отпуска и электронно-пучковой обработки. Установлено, что после облучения нанотвердость наплавленного слоя существенно (в 3,3 раза) превышает твердость стали 30ХГСА; параметр износа облученного наплавленного слоя в восемь раз меньше параметра износа стали 30ХГСА; коэффициент трения наплавленного слоя в 1,36 раза выше коэффициента трения стали 30ХГСА. Размеры ячеек высокоскоростной кристаллизации после электронно-пучковой обработки составляют 0,15 – 0,25 мкм. Выявлены две обособленные области, содержащие различные типы ячеек. В одних из них (ячейки первого типа) границы ячеек практически свободны от выделений второй фазы; в других (ячейки второго типа) – по границам располагаются протяженные прослойки карбидной фазы (карбиды сложного состава типа Мe23С6 , карбиды хрома Cr7C3 , Cr3C2 и карбиды молибдена MoC), размеры частиц которых изменяются в пределах 25 – 43 нм. Значительное различие в содержании частиц второй фазы в ячейках первого и второго типов интерпретируется на основе того, что ячейки кристаллизации первого типа сформировались в результате высокоскоростной кристаллизации объемов расплавленных зерен твердого раствора на основе α-железа; ячейки кристаллизации второго типа сформировались при кристаллизации объемов расплавленных зерен эвтектики.