Диссертация (1173087), страница 26
Текст из файла (страница 26)
рисунок 5.10).Рисунок 5.10 Интерференция цвета побежалости на поверхноститвердосплавного образца после нанесения локального диффузионногопокрытияДанное покрытие представляет собой тонкую твердую плёнку,состоящую преимущественно из оксидов вольфрама.
При этом структураосновного металла не претерпевает заметных изменений в поверхностномслое (см. рисунок 5.11). С увеличением % содержания кислорода в покрытии202до 14,7 %, поскольку процесс происходит при ионизации коронного разряда,ионы кислорода взаимодействуют с атомами W и Со и образуют тонкуюоксидную пленку. Триоксид WO3 имеет триклинную решетку α, котораяпереходит в устойчивую моноклинную β и затем ромбическую - фазу. Притемпературе 740°С оксид вольфрама из -фазы переходит в δ-WO3, которыйимеет тетрагональную решетку.
Оксиды кобальта Co3O4 и CoO имеюткубическую решетку. Следует отметить, что оксиды имеют вакансии в узлахрешетки, например: в WхO3n-2, СохO3n-2 имеется катионная вакансия, за счетэнергетических флуктуаций, один из атомов может получить от соседнихэнергию, достаточную для его выхода из узла решетки, т.е. на месте одногоиона W+ образуется два иона W+ в двух других узлах. Таким образом, любойкристалл, находящийся при температуре, отличной от нуля, всегда будетсодержать определенное число указанных тепловых дефектов.Рисунок 5.11 Структура твердосплавного материала ВК10ХОМ посленанесения локального диффузионного покрытияВ результате исследования на быстрорежущем материале Р6М5 видно,что в состав покрытия входят следующие оксиды: FeO, Fe3O4 и Fe2O3 о чемсвидетельствуют цвета побежалости на быстрорежущем образце, (см.рисунок 5.12).
Кислород внедряется в кристаллическую решетку вольфрама,железа, образуя твердые растворы, и тем самым повышается твердость ипрочность тонкой пленки на поверхности инструментального материала. При203повышении температуры оксиды переходят в более стабильное состояние,соответствующее более высокому содержанию кислорода в металле. Такимобразом,данноепокрытиесостоитизоксидов,имеющихнестехиометрическую структуру, что способствует увеличению прочностиповерхностной пленки покрытия на инструментальном материале, неизменяя структуру субстрата (см.
рисунок 5.13). Это можно объяснитьувеличением содержания кислорода в покрытии до 10,4%, при ионизациикоронного разряда, когда ионы кислорода принудительно внедряются врешетку.Рис. 5.12 Интерференция цвета побежалости на поверхности образцапосле нанесения локального диффузионного покрытияРисунок 5.13 Структура быстрорежущей стали Р6М5 после нанесениялокального диффузионного покрытия204Чередование оксидов на поверхности металла связано с разнымпроцентным содержанием кислорода. Вначале, при ионизации молекулкислорода происходит образование гематита (Fe2O3). Затем, по меревозрастания температуры инструмента при механической обработке деталейи снижении концентрации кислорода под слоем гематита образуется слоймагнетита (Fe3O4) и ниже слой вюстита (Fe1-xO).
Таким образом, чем вышетемпература, тем больше в окалине вюстита и меньше гематита. Металлпереходит в термодинамически неустойчивое неравновесное состояние сповышенной внутренней энергией. По сути, металл аккумулирует энергию,затраченную при его деформации.
Эта скрытая энергия распределена вметалле неравномерно, и, в основном, сконцентрирована в дефектахкристаллическойрешетки.Поверхностьметаллазаполняетсяхемосорбированным окислителем почти мгновенно и образуется тонкий слойокисленноговещества.Припониженныхтемпературахпослехемосорбированного окислителя за счет ванн-дер-ваальсовых сил можетвозникнуть и физическая адсорбция молекул окислителя. Если междуметаллом и окислителем есть химическое сродство (оксид термодинамическистабильный), то пленка, состоящая из хемосорбированного окислителя,превращается в оксидную пленку. Металл и окислитель в оксидной пленкеподдерживают ионную связь. В таком случае очень быстро возникает слойхемосорбированного кислорода и в то же время в оксидах формируетсязначительное электрическое поле.
На поверхности раздела Ме-МеОобразуются катионы, а на поверхности раздела МеО-О2 образуются анионыкислорода или другого окислителя. Электрическое поле способствуетмиграции катионов к поверхности раздела МеО-О2.У оксида железа FexO (x ~ 0,84-0,96) имеется катионная вакансия. Засчет энергетических флуктуаций один из атомов железа может получить отсоседних атомов энергию, достаточную для его выхода из узла решетки.Появление каждой катионной вакансии на месте иона Fe2+ сопровождаетсяобразованием двух ионов Fe3+ в двух других узлах для компенсации зарядов.205Таким образом, любой кристалл, находящийся при температуре, отличной отнуля, всегда будет содержать определенное число указанных тепловыхдефектов.Из выше сказанного можно отметить, что любые точечные дефектыобладают способностью к миграции (диффузии) в кристаллической решеткев результате тепловой флуктуации или приложения к кристаллу внешнегоэлектрического поля.
Точечные дефекты могут взаимодействовать друг сдругом, образуя в простейшем случае ассоциаты — дефекты, занимающиесоседние кристаллографические позиции. Поочередное перемещение атомовможет быть представлено как движение дислокации. Для перемещениядислокации достаточно напряжений, много меньших, чем для перемещениявсего атомного слоя сразу. Первоначально имевшаяся дислокация подвоздействием, созданных в кристалле напряжений перемещается вдолькристалла. Это перемещение сопровождается поочередным сдвигом атомовслоя, лежащего над дислокацией, относительно атомов слоя, лежащего поддислокацией [76, 77, 78, 79].Перемещению дислокаций препятствует наличие других дефектов вкристалле, например, присутствие атомов примеси.
Дислокации тормозятсятакже при пересечении друг с другом. Если количество дислокаций и другихдефектов в кристалле мало,то дислокации перемещаются практическисвободно. В результате сопротивление сдвигу будет невелико. Увеличениеплотности дислокаций и возрастание концентрации примесей приводит ксильному торможению дислокаций и прекращению их движения. Врезультате прочность материала растет. Так, например, повышениепрочности вольфрама, железа достигается растворением в нем атомовкислорода. Пластическая деформация сопровождается сдвигом атомовкристаллической решетки и образованием большого количества дефектов,препятствующих перемещению дислокаций. Этим объясняется упрочнениематериалов при их обработке [76, 77, 78, 79]. Образование дислокацийвызваноприсутствиемвкристаллическойрешеткенеполных206кристаллографическихплоскостей, очем свидетельствуетмозаичнаяструктура кристаллов (см.
рисунки 5.4б и 5.6в).5.4 Исследование физико-механических свойств материалов сдискретным диффузионным покрытиемДля определения физических свойствлокального диффузионногопокрытия были проведены исследования по определению микротвердости,шероховатости и модуля упругости Юнга. Исследование проводили пометодике, изложенной в главе 3. В качестве образцов использовалипрямоугольные бруски размером 10,0х10,0х60мм. В качестве материала дляобразцов были использованы: быстрорежущая сталь (Р6М5, Р6М5К5),твердосплавный материал (ВК10ХОМ) и титановый сплав (ВТЗ–1).Требования, предъявляемые к образцам, к их конструкции достаточносложны (см. гл.
3).В ходе металлофизических и металлографических исследований насканирующем наноинденторе Hysitron TI 750 Ubi (США), (см. рисунок 3.8)были получены результаты по твердости, модулю упругости ввиде моделиОливера-Фарра и оценивались согласно ISO 14577, (см. рисунки 5.14 –5.20). Методика измерения наномеханических испытаний представлена вглаве 3. Согласно ГОСТ 8.748-2011 твердость индентирования HITрассчитывалась по следующей формуле:HIT Fmax(24,5 hc 2 ),где hc = hmax - ε (hmax - hr); ε =0,73 для пирамиды Беркович, hr - условнаяглубина, определяемая по точке пересечения касательной к линии разгрузкидиаграммы в начальной ее части (см.
рисунок 5.14)На рисунке 5.14 показаны схема диаграмма вдавливания (а) и реальнаядиаграмма вдавливания (б) для стали Р6М5 с покрытием (1) и без покрытия (2).207а)б)Рисунок 5.14 – Схема диаграмма вдавливания (а) и реальная диаграммавдавливания (б) для стали Р6М5 с покрытием (1) и без покрытия (2).Модуль упругости стали Р6М5 с покрытием и без покрытиярассчитывался по формуле:EIT 1-s 2,1 1 i 2ErEiгде νs и νi - коэффициенты Пуассона испытуемого материала и материалаиндентора соответственно; Ei - модуль упругости индентора; Er приведенный модуль упругости.Согласно ГОСТ 8.748-2011 Er рассчитывается по формуле:πEr (2С 4,896hc)(для пирамиды Берковича).208Результаты определения твердости основного металла (стали Р6М5) ипокрытий показали, что значения твердости индентирования покрытияответствовали HIT 0,01/5/10/20 = 16 304 Н/мм2.Индексы при HIT означают: 0,01 – нагрузка, Н; 5 – время приложениянагрузки, с; 10 – длительность выдержки под нагрузкой, с; 20 – время снятиянагрузки, с.Для основного металла (сталь Р6М5) без покрытия, среднее значение H IT0,01/5/10/20 = 12 322Н/мм2.
Твердость покрытия превосходила твердостьосновного металла на 31%.Модуль упругости стали Р6М5 с покрытием ЕIT составляет 301110Н/мм2, в то время, как для основного металла ЕIT = 199 828Н/мм2. Такимобразом произошло и увеличение ЕIT, но в большей мере, чем твердость HIT(примерно на 51%).Данные по твердости, получены ввиде модели Оливера-Фарра,оценивались согласно ISO 14577, (см. рисунки 5.14 – 5.20) и показывают,что дискретное диффузионное покрытие позволяет, увеличить твердость имодуль упругости проникая на глубину 350 – 600нм. Таким образом,согласно методологии, ионы сжатого воздуха, проникая в основу, создаюттонкий, но прочный поверхностный слой на режущем инструменте идеталях.а)209б)Рисунок 5.15 – Распределение твердости по глубине поверхностногослоя образца из быстрорежущей стали при максимальной нагрузке12000мкН: а) без покрытия и б) с локальным диффузионным покрытиема)Рисунок 5.16 – Модульупругости быстрорежущейб)стали примаксимальной нагрузке 12000мкН: а) без покрытия и б) с локальнымдиффузионным покрытием210а)б)Рисунок 5.17 – Распределение твердости по глубине поверхностногослоя образца из твердого сплава при максимальной нагрузке 12000мкН: а)без покрытия и б) с локальным диффузионным покрытиема)б)Рисунок 5.18 – Модуль упругости твердого сплава при максимальнойнагрузке 12000мкН: а) без покрытия и б) с локальным диффузионным покрытием211а)б)Рисунок 5.19 – Распределение твердости по глубине поверхностногослоя образца из титанового сплава при максимальной нагрузке 12000мкН:а) без покрытия и б) с локальным диффузионным покрытиема)б)Рисунок 5.20 Модуль упругости титанового сплава при максимальнойнагрузке 12000мкН: а) без покрытия и б) с ячеистым диффузионнымпокрытием212Поскольку структура покрытия играет большую роль в сниженииостаточных напряжений, (см.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
