автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Модификация структуры и свойств инструментальных твердых сплавов импульсно-пучковыми методами

На правах рукописи

ОРЛОВ ПАВЕЛ ВИКТОРОВИЧ

МОДИФИКАЦИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ ТВЕРДЫХ СПЛАВОВ ИМПУЛЬСНО-ПУЧКОВЫМИ МЕТОДАМИ.

05.02.01 - Материаловедение (промышленность)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Омск-1998

Работа выполнена в Омском государственном техническом университете на кафедре материаловедения и технологии конструкционных материалов и кафедре радиационной физики и материаловедения Омского государственного университета.

Научные руководители:

академик АИН РФ, доктор технических наук, профессор Машков Ю.К. кандидат технических наук, доцент Полещенко К.Н.

Официальные оппоненты: д.ф.-м.н., профессор Кульков С.Н.

к.т.н., доцент Корзунин Ю.К.

Ведущая организация:

Научно-исследовательский институт ядерной физики при Томском политехническом университете.

Защита состоится <<¿5 у>£б¿(е^/л^ 1998 г. в № часов на заседании диссертационного совета К 063.23.05 при Омском государственном техническом университете по адресу: 644050, 0мск-50, проспект Мира, 11.

Ваши отзывы в двух экземплярах, заверенные гербовой печатью, просим выслать по указанному адресу.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ОмГТУ.

Автореферат разослан «<?? » 1998 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета,

к.ф.-м.н., доцент В.И. Суриков

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ.

Актуальность темы. Твердые сплавы на основе карбида вольфрама принадлежат к классу металлических композитов и являются гетерофазной системой карбидных частиц в металлической матрице. Применение режущего инструмента, изготовленного методом спекания смеси порошков карбидов и кобальта, имеет достаточно длительную историю, и данный класс материалов является базовым при создании и использовании режущих инструментов дп' всех видов обработки жаропрочных, тугоплавких и иных трудно обрабатыва в мых материалов. В этой связи повышение износостойкости инструментальных твердых сплавов (ИТС) в условиях высоких термомеханических нагрузок при обработке названных конструкционных материалов является одной из наиболее актуальных научно-технических задач современного материаловедения. Ранее проведенные исследования показали возможность повышения износостойкости ИТС путем изменения структурно-фазового состояния твердого сплава и, как следствие, эксплуатационных характеристик твердосплавного инструмента различными способами (алмазная заточка, дополнительная термообработка и т.д.). Развитие современных методов модификации свойств твердых сплавов, в том числе с использованием сильноточных электронных и мощных ионных пучков (СЭП и МИЛ), открывает для этого новые технологические возможности.

Анализ работ за период 1986-1996 гг. показал, что в ряде крупных центров (Япония, Германия, Россия и др.) разрабатывается проблема создания способов модификации материалов на основе взаимодействия потоков зар -женных частиц с веществом и их внедрения в производственные циклы. Значительные результаты в этой области получены Д.И. Проскуровским, Г.Е. Ремневым, В.П. Ротштейном и др. учеными. Однако уровня промышленного использования ионно-лучевых технологий в производстве твердосплавных инструментов достигли лишь несколько разработок.

Модификация физико-механических свойств твердосплавного инструмента при воздействии сильноточных пучков достигается за счет формирования в приповерхностных слоях материала сильнонеравновесных структурно-фазовых состояний. СЭП и МИП также обладают широким спектром воздействия на структуру материала - от микро уровня (дефекты решетки, дислокации и т.д.) до макро уровня (переплавление тонкого поверхностного слоя, образование зеренных конгломератов, кратеров). Однако изучение физических процессов, происходящих в материале и разработка на этой основе эффективных процессов модификации твердых сплавов, осложнено особенностями структуры и свойств гетерофазных материалов, а также высокими значениями удельной энергии фрикционного взаимодействия инструмента с обрабатываемым материалом при резании.

Таким образом, исследование и анализ структурно-фазовых превращений в приповерхностных слоях материала режущего инструмента в результате облучения СЭП и МИП, как физической основы современных технологий модификации является актуальной задачей материаловедения и триботехноло-гии, от успешного решения которой во многом зависит реальное повышение производительности и качества металлообработки.

Цель работы. Изучение закономерностей структурно-фазовых превращений и изменения износостойкости инструментальных твердых сплавов при модификации высокоинтенсивными импульсными пучками заряженных частиц, особенностей процесса структурной приспосабливаемое™ модифицированных ИТС в условиях резания и разработка на основе полученных представлений нового способа и высокоэнергетической технологии поверхностного модифицирования ИТС.

Научная новизна определяется: 1. Установленными закономерностями изменения структурно-фазового состояния в приповерхностных слоях твердосплавного инструмента от плотности энергии и мощности пучков заряженных частиц.

2. Разработанной физической моделью процесса структурной приспосабливаемое™ модифицированных ИТС в условиях фрикционного взаимодействия инструмента с обрабатываемым материалом.

3. Установленным образованием структуры с аномально высокой скалярной плотностью дислокаций в области межфазных границ, оказывающей определяющее влияние на диссипацию энергии и износостойкость твердосплавного инструмента.

4. Полученными зависимостями интенсивности изнашивания твердосплавного режущего инструмента, модифицированного сильноточными электронными и мощными ионными пучками от скорости резания легированных сталей и жаропрочных сплавов для различных режимов облучения.

Практическая значимость и реализация исследований, представленных в работе заключается в том, что:

предложенная модель и полученные зависимости структурно-фазовых превращений и износостойкости ИТС от режимов облучения могут быть использованы при разработке эффективных технологических процессов модификации твердосплавного инструмента;

на основе полученных результатов разработаны новые способы упрочнения твердосплавного режущего инструмента, обеспечивающие повышение его износостойкости в 1,5-3 раза (решение о выдаче патента РФ №. 971006057/02(006274) и патент РФ № 2119551) при реализации технологических рекомендаций и технологии в соответствии с названными способами для труднообрабатываемых сталей и сплавов. Защищаемые положения.

1. Установленные процессы и явления структурной модификации приповерхностных слоев твердого сплава системы \VC-Co и'№С-ЛС-Со.

2. Обнаруженные изменения структурно-фазового состояния модифицированного твердосплавного режущего инструмента в процессе фрикционного взаимодействия с обрабатываемым материалом: возникновение микро-

двойников, формирование слоя с аномально высокой скалярной плотностью дислокаций, синтез вторичных фаз.

3. Физическая модель, отражающая последовательность и взаимосвязь процессов преобразования энергии, структурно-фазовых превращений в модифицированном материале - его структурную приспосабливаемость в условиях фрикционного взаимодействия режущего инструмента с обрабатываемым материалом.

4. Новые способы упрочнения твердосплавного режущего инструмента.

Апробация работы. Результаты работы докладывались на 4-й международной конференции «КАДАМТ-95» в г. Томске, на 2-м Международном Симпозиуме «Конверсия науки - международному сотрудничеству» (Томск, 1997), 2-й Международной научно-технической конференции «Динамика систем, механизмов и машин» (Омск, 1997), на VIII межнациональном совещании "Радиационная физика твердого тела" (Севастополь, 1998).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 18 работ, получен патент РФ и положительное решения о выдаче патента РФ. Список основных работ приведен в конце автореферата.

Структура работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, выводов, списка литературы и приложения. Работа изложена на 120 страницах основного текста, содержит 44 рисунка, 2 таблицы. Список литературы содержит 87 наименований. В приложение вынесены акты производственных испытаний и копии положительных решений о выдаче патентов РФ.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ.

Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, сформулирована цель исследования, научная новизна, практическая ценность и основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе проведен анализ структуры и свойств, а также различных способов модификации инструментальных твердых сплавов.

Проведенный литературный и патентный обзоры показали, что электронные пучки используются главным образом для улучшения структуры, упрочнения и повышения износостойкости углеродистой и легированной стати, чугуна, алюминиевых, медных и титановых сплавов путем сплавления и поверхностной закалки из твердого или жидкого состояния с охлаждением с вы сокими и сверхвысокими скоростями. Использование сильноточных электрон ных пучков для упрочнения инструментальных твердых сталей находятся ? начальной стадии. Практически отсутствуют экспериментальные данные по влиянию СЭП на структуру и свойства твердосплавных материалов. Имеется лишь несхолько работ, в той или иной степени показывающих возможность применения сильноточных электронных пучков для модификации свойств материала твердосплавного инструмента.

Результаты выполненного анализа работ позволили определить следующие задачи диссертационной работы:

1. Исследовать изменения структуры и фазового состава ИТС, вызываемых воздействием СЭП и МИП.

2. Исследовать износостойкость и провести сравнительные стойкостные испытания модифицированного СЭП и МИП твердосплавного режущего инструмента, изготовленного из сплавов систем \VC-Co и \VC-TiC-Co и исходного (необлученного) инструмента. Изучить влияние режимов резания на характеристики износостойкости инструмента из модифицированного ИТС.

3. Изучить влияние уровня энергетического воздействия пучков и три-бомеханического нагружения при резании различных материалов на структурно-фазовые изменения в твердосплавном инструменте.

4. Разработать физическую модель, описывающую взаимосвязь между структурно-фазовыми превращениями, инициируемыми облучением, и условиями трибомеханического взаимодействия с обрабатываемым материалом.

5. Разработать новый способ упрочнения твердосплавного инструмента с использованием СЭП.

Во второй главе обоснован выбор объекта исследования, источников и режимов облучения твердосплавного режущего инструмента, методов и методик экспериментальных исследований.

Объектом исследований были выбраны промышленные твердосплавные пластины марок Т5К10, Т15К6 и ВК8. Выбор обусловлен широким использованием их в промышленности, для обработки различных по свойствам сталей и сплавов (углеродистые и легированные стали, жаропрочные сплавы на никелевой основе, титановые сплавы и др.) при различных режимах резания (от черновой обдирки до чистового точения).

В качестве источников излучения выбраны:

1. Сильноточный ускоритель электронов с параметрами: длительность импульса тока пучка 5'10"8 - 4,510'6 е.; плотность энергии пучка (удельный энерговклад) 0,7-7 Дж/см2, площадь сечения пучка до 10 см2; ускоряющее напряжение до 30 кВ. Ускоритель разработан в ИСЭ СО РАН под руководством проф. Д.И. Проскуровского.

2. Ускоритель ионных пучков «Темп» с параметрами: состав пучка 70% С+ + 30% Н+, энергия ионов 300 кэВ; длительностью импульса 5'Ю"8с; плотностью ионного тока 50-150 А/см2. Ускоритель разработан в НИИЯФ ТПУ под руководством проф. Г.Е. Ремнева.

Выбор определяется тем, что при использовании СЭП и МИП исключается влияние примесных и легирующих элементов, что позволяет уменьшить

число процессов, влияющих на изменение структурно-фазового состава материала и износостойкость инструмента.

Изменение морфологии поверхности и фрактограмм излома инструмента, модифицированного СЭП и МИЛ, исследовали с применением растровых электронных микроскопов «РЭМ-200» и «Тесла» при увеличении от 70 до 12000 крат. Измерение микротвердости проводили на приборе ПМТ-3.

Износостойкость инструмента из ИТС оценивали по фаске износа задней поверхности в условиях резания стали 40Х, титанового сплава ОТ-4 и никелевого сплава ЭИ-693. Режимы резания определялись параметрами: подача 0,070,14 мм/оборот, глубина резания 1-2 мм, скорость резания 5-300 м/мин, в зависимости от типа обрабатываемого материала. Геометрия резца в сборе соответствовала принятым в промышленном резании: для стали у=-8°, а=8°, для сплавов ОТ4 и ЭИ-693 - у—14°, а=14°. Величину износа по задней поверхности измеряли на микроскопе МБС, при увеличении 30 крат. Погрешность измерений - в пределах 12%.

Исследование зеренной структуры глубинных слоев модифицированных сплавов проводилось с использованием фрактографического анализа и электронно-микроскопических исследований тонких фольг. Объектами исследования для электронной дифракционной микроскопии на просвет являются тонкие пластины (фольга) толщиной 0.15-0.20 мкм. Для их подготовки использовался метод ионного утонения, который позволил получить тонкие участки материала с заданной глубины. Микродифракционный анализ дополнил структурные исследования дефектного состояния материала исследованиям*, его фазового состава.

Третья глава посвящена исследованию закономерностей изнашивания модифицированных ИТС от режимов обработки и скорости резания. На рис. 1 показана зависимость ширины фаски износа по задней поверхности при различных уровнях плотности энергии пучка. Все кривые имеют выраженные участки приработки и установившегося изнашивания. Интенсивность изнаши-

вания, определяемая тангенсом угла наклона кривон на участке установившегося изнашивания, зависит от уровня энергии пучка.

Зависимости .интен-

0.5

ад

моо fäaj

УзЗОО и/шм

гож Lu

10

сивности изнашивания модифицированного и исходного инструмента от скорости резания при различных значениях плотности энергии СЭП приведены на рис. 2. Во

Кинетические зависимости износа по задней поверхности всех слУчаях имеются ЯВНО модифицированных ИТС марки Т15К6 при резании стали 40Х;

1 - исходный инструмент; 2 - сэп 2,7 Дж/см'з - сэп, 4 Дж/см' выраженные минимумы интенсивности изнашивания в определенном интервале скоростей резания. Основное отличие зависимостей для модифицированных пластин от исходных -смещение минимума интенсивности изнашивания в область более высоких скоростей резания. Кроме того, наблюдается заметное (на некоторых режимах до 4-х раз) снижение абсолютного значения минимума интенсивности изнашивания модифицированного инструмента по сравнению с исходным. Эти фанты позволяют говорить о существенном влиянии высокоэнергетического

воздействия на структуру сплава

S« л/5 -i

0.10 -

0.05

0.00 , , I [ м I |~Г| 1 I 1 I I i I м | 1 I I i I 1 I i I т"т-1

0.00 40.00 80.00 120.00 V, m/min

и интенсивность изнашивания инструмента.

Влияние плотности энергии на интенсивность изнашивания неоднозначно. При относительно невысоком уровне скорости резания (до 65-70 м/мин, рис. 2) интенсивность изнашивания

Рис.2 Интенсивность изнашивания сплава ВК8 при резании „„„_„,„к ,,„„,, к,.,. „ , ма стадии установившегося износа. 1 - исходный; 2 - СЭП, ИСХОДНОЙ И модифицированной 1.2 Дж/см*; 3 - СЭП, 2,7 Дж/см'; 4 - СЭП, 0,8 Дж/см'

и

пластин отличаются мало. При увеличении скорости резания преимущество модифицированных пластин возрастает и при скорости 100 м/мин интенсивность изнашивания пластин, обработанных пучком с плотностью энергии 0,8 Дж/см2 в 3 раза ниже чем у исходной пластины. Интенсивности изнашивания не имеют пропорциональной зависимости от величины плотности энергии. Можно полагать, что это связано с различными механизмами структурной приспосабливаемости модифицированных пластин при различных уровнях внешнего энергетического воздействия в условиях резания.

С целью изучения причин, полученного повышения износостойкости исследовали влияние СЭП и МИП на микротвердость модифицированных образцов. При обработке с различной плотностью энергии пучка получена зависимость с максимумом микротвердости при Es -2 Дж/см2 (рис. 3), увеличение

микротвердости составило 30%. При дальнейшем увеличении плотности энергии пучка микротвердость значительно понижается и при Es =2,7 Дж/см2 становится ниже исходной. После вакуумного отжига при 900° С в течение

5—з

е, дж/см часа характер зависимостей

Рис. 3 Зависимости микротвердости пластин ВК8 от

плотности энергии: 1 - СЭП; 2 - СЭП+отжиг в вакууме. H,,=f(Es) не изменяется, но при Es =2,7 Дж/см2 Нм значительно увеличивается, достигая 155 МПа, что выше исходной почти на 20%.

В четвертой главе рассмотрены структурно-фазовые изменения, протекающие в приповерхностных слоях модифицированного инструмента после его облучения сильноточным электронным пучком, а также в процессе три-бовзаимодействия с обрабатываемым материалом. Для получения полной картины протекания процессов в контактных и приконтактных слоях инструмента

был проведен анализ структуры и фазового состава режущих пластин после 10, 20 и 120 с резания. Время резания соответствовало стадиям приработки и установившегося изнашивания.

Исследованы основные различия в структурно-фазовом состоянии твердого сплава для облученных и необлученных пластин. Установлено, что модификация сильноточным электронным пучком вызывает формирование суб-зеренной структуры кобальтовой связки, ее частичную фрагментацию, а также перераспределение кобальтовой фазы от равномерно распределенного состояния к неравномерному, приводящее к спеканию зерен карбидов и формированию новых образований - зеренных конгломератов.

Проведенные электронно-микроскопические исследования дефектной структуры и фазового состава сплава Т15К6 (необлученной пластины) прошедшей испытание резанием показали, что после 20 с резания дислокационная структура связки в области режущей кромки имеет сетку с плотностью дислокаций (3...4)хЮ10 см"2. Наряду с дислокационной субструктурой в связке наблюдаются дефекты упаковки (рис. 4). Дефектная субструктура кристаллитов карбида вольфрама содержит дислокационные сетки, скалярная плотность дислокаций в которых (2...4)хЮ10 см"2 (рис. 4). Наблюдаются редкие деформаци-

Рис. 4. Структура и микрозлеетроннограммы необлученного

сплава Т15К6; 1 • 20 с, кромка, а, в - дефекты упаковки в связке, онные МИКрОДВОЙНИКИ. (зона границы карбид - связка), б • дефектная структура связки.

Структура кромки образца облученного СЭП после 20 с резания претерпевает, в отличие от необработан-

ного образца, кардинальные изменения. Структура кобальтовой связки находится в весьма сильно деформированном состоянии, сетчатая дислокационная субструктура имеет скалярную плотность дислокаций 15х1О!0см"2. Структура разбита на разориентированные области размерами 70...90 нм, на что указывает квазикольцевое строение микроэлектроннограмм; наблюдаются редкие дефекты упаковки.

Структура кристаллитов карбида вольфрама образца, обработанного СЭП, претерпевает менее сильное изменение. Они имеют дислокационную структуру с низкой (2...3)хЮ10 см"2 плотностью дислокаций, кроме этого, в

структуре карбида вольфрама присутствуют микродвойники.

Вторичные фазы в исходном образце не обнаруживаются, в образце облученном СЭП наблюдаются вторичные фазы Со2з\ЪС2> Со3и расположенные по границам раздела карбид вольфрама - кобальт.

После 120 с резания, что соответствует стадии установившегося изнашивания, нз-

Рис. 5. Структура и микроэлектроннограммы блюдается существенное изме-необлученного сплава Т15К6,1,120 с,кромка; нение схруктуры (рис. 5). в ис_ а - блочное строение Со-фазы, микропоры

(стрелки); б,в - микродвойники в карбиде и ходном образце структура

дислокационная субструктура связки; _ ,

связки практически бездефектна, дислокационная субструктура - редко расположенные дислокации, дефектов упаковки не наблюдается. Связка разделена на блоки, по границам блоков наблюдаются микропоры и микротрещины (рис. 5а), на микроэлектронограм-мах наблюдаются тяжи вблизи основных рефлексов, свидетельствующие о

расслоении твердого раствора материала. Карбидная фаза исходного образца характеризуется наличием млкропор и микротрещин (рис. 56), а также большим количеством микродвойников.

Электронно-микроскопические исследование кромки образца, обработанного СЭП, выявили иную картину (рис. 6). Структура связки облученного образца заметно

Рис. 6. Структура и микроэлектроннограммы облу- более дефектна, по сравнению с ценного сплава Т15К6, t„-120 с; а,б - деформационные микродвойники в карбиде и дислокационная исходным образцом: во-первых, субструктура в Co-фазе, в-выделения фазы COsW.C.

высока плотность дефектов упаковки, во-вторых, обнаружено слоистое строение связки и, в-третьих, отмечено разбиение связки на блоки, средние размеры которых составляют 100...2500 нм (рис. 66). Блоки имеют дискретную разориентировку, что приводит к формированию квазикольцевой микродифракционной картины, характерной для мелкокристаллической структуры.

Кристаллиты карбида вольфрама в образце, проработавшем 120 с, также претерпевают заметные изменения. Происходит разбиение монокристаллов на некоторое количество блоков (субзерен) размерами 70... 150 нм, что превращает монокристалл в поликристалл (рис. 6а). В этом случае дефектная структура релаксирует, наблюдаются лишь единичные микродвойники. Обнаружены выделения вторичной фазы - это частицы Co3W9C4, расположенные по границам раздела карбид вольфрама - связка (рис. 6в). В приповерхностном слое (слое, расположенном на расстоянии 20...50 мкм от кромки) образца, наблюдается

П?собр*мвакие мсл1»пвстх пгружснпя ори три&ммкмодеВс-лю с молнфншфоиюшм млсршм

весьма неординарная структура с сильнейшим наклепом. Дефектная структура связки - плотные многомерные сетки со скалярной плотностью дислокаций 20хЮ10 см"2 (рис. 7а, б). Сетчатая дислокационная структура разориентирова-на, величина угла разориентации составляет (5... 10) град. Кристаллиты карбида вольфрама характеризуются наличием микродвойников (рис. 76, в). В отдельных случаях микродвойники занимают весь объем кристаллита. Стыки карбидных кристаллитов, а также карбид - связка, упруго напряжены. Об этом

свидетельствуют изгибные ' экстинкционные контуры,

распространяющиеся от границ раздела фаз в глубь материала (рис. 6в). Данный приповерхностный слой характеризуется наличием большого количества вторичных фаз; Со^3С2, Со3\У9С4 и Со3\У вблизи поверхностей раздела карбид - связка.

Приведенные результаты позволяют сделать вывод

Дефорыил* улруго-гшспгмсвд «ефориик« иоянфкиироминых етруи>р

I звыкноана 1

| у*г«пгяис сояиемтриак вефектм I

{ Обряммл* к роернсятш 1-го«о7 I ■—| губетруктуры > «мауютеД фее

По*ыатте геммркурм (ниоплгак теаджов

0е

Обрпвыяш* 1>оезлт*м умличсяш юс оаопметз (харбкамоН фи«

Снято »юрнчнш «•»СоМСо,?!

¿г

бтокет, у*сточещ* } | Обр«зоаиие ипфетрешхя и плотности лмсдоиавй, обрцсоакпе I | мигротер » м&бядяоЯ ¡Ьо» еегитеП лнслокаштшоя ггруут^ы I

Сикгегтрич*«

Т7ИЮСТТУКТУРА» |

мсишмш кякпкчя дигпткшк мерпш ! (ишояшш, лккроюры нт.х) 1

Рис. 7. Фиэическся модель процесса структурной приспосабливаемое™ модифицированных ИТС.

о том, что в процессе резания формируются два канала диссипации энергии. Это, во-первых, сформировавшиеся микрообласти (блоки, субзерна) с дискретной разориентацией, т.е. диспергированная зеренная структура. Во-вторых, образовавшиеся микропоры и микротрещины. Релаксация дефектной субструктуры в образце, не обработанном СЭП, простирается на глубину не менее 200 мкм от режущей кромки. В образце, обработанном СЭП, в процессе длительного внешнего воздействия при резании, формируется подслой на глубине 20...50 мкм, характеризующийся предельно высокой, для данного материала, концентрацией дефектов (дис-

локаций и микродвойников), а также большим числом выделений вторичных фаз.

По результатам структурного анализа разработана физическая модель процессов структурно-фазовых изменений в модифицированном твердом сплаве при трибомеханическом взаимодействии между режущим инструментом и обрабатываемым материалом (рис. 7)

Модифицированный слой твердого сплава испытывает упругопластиче-ские деформации под действием контактного давления Р от резца, перемещающегося со скоростью V относительно обрабатываемой поверхности материала изделия. Под действием названных параметров в поверхностном слое возникают напряжения а и деформации е при одновременном повышении температуры Т. Повторяющееся действие напряжений и деформации приводят к увеличению внутренней энергии, образованию микродефектов, дислокаций, увеличению их концентрации в связующей фазе. Одновременно в карбидной фазе идет образование микродвойников и увеличение их плотности, завершающееся образованием микропор и микротрещин. Наряду с названными идут процессы синтеза вторичных фаз различного состава.

Измельчение блочной структуры (диспергирование) и предельное увеличение плотности дислокаций с формированием сетчатой дислокационной структуры кобальтовой связки и образование микротрещин в карбидной фазе становится эффективным каналом диссипации внутренней энергии ДЕ наряду с потоками рассеяния тепловой энергии С>е. Совокупность названных процессов обеспечивает структурную приспосабливаемость твердых сплавов, характеризующуюся формированием трибоструктурьг, насыщенной дислокационными и другими каналами диссипации энергии и минимизации интенсивности изнашивания модифицированных структур при повышенных нагрузках на инструмент (высокие скорости резания).

На основе анализа результатов экспериментального исследования с учетом влияния режимов и условий модификации на структуру и триботехниче-

ские свойства инструментальных твердых сплавов разработан новый способ упрочнения твердых сплавов и технологический процесс модификации. Но визна способа защищена (положительное решение о выдаче патента РФ Лу. 971006057/02(006274)). Эффективность технологии подтверждена актами производственных испытаний, которые прилагаются к диссертации.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ И РЕЗУЛЬТАТЫ

1. Впервые проведены исследования влияния сильноточных электронных и мощных ионных пучков на структуру, фазовый состав и свойства ИТС систем \VC-Co, \VC-TiC-Co. Установлен характер структурно-фазовых изменений при различных типах и энергии пучка, а также режимах облучения.

2. Установлено, что основным результатом воздействия сильноточных электронных пучков на материал является существенное изменение структуры кобальтовой фазы, выражающейся в ее диспергировании с формированием субзеренной структуры, а также выделении большого количества вторичных фаз на границах карбид-связка.

3. Исследован процесс формирования трибоструктуры в модифицированном ИТС. Разработана физическая модель структурной приспосабливаемо-сти в условиях фрикционного взаимодействия, отражающая увеличение плотности микродефектов, дислокаций, образование и разориентацию блоков субструктуры, их измельчение и образованию сетчатой дислокационной структуры кобальтовой связки при одновременном образовании вторичных фаз, мик-ропор и микротрещин в карбидной фазе.

4. Установлены два канала диссипации энергии в условиях фрикционного взаимодействия: первый в кобальтовой связке - формирование микрообластей с дискретной разориентацией, приводящий к диспергированию зерен-ной структуры; второй - в карбидной фазе - образование микропор и микротрещин.

5. Получены и проанализированы зависимости интенсивности изнашивания исходного и модифицированного ИТС при резании различных материа-

лов (сталь 40Х, сплавы ОТ4 и ЭИ693), характеризующиеся наличием минимума интенсивности изнашивания в определенных диапазонах скоростей резания, что свидетельствует о структурной приспосабливаемости инструментальных твердых сплавов.

6. На основе результатов экспериментального исследования разработан новый способ и технология поверхностного модифицирования сильноточными пучками заряженных частиц твердосплавного режущего инструмента, производственные испытания которого подтвердили повышение износостойкости в 3-5 раз.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ

1. Полещенко К.Н., Вершинин Г.А., Поворознюк С.Н., Орлов П.В. и др. Применение интенсивных ионных потоков для модифицирования инструментальных твердых сплавов// Труды международной конференции "Сибконверс-95", Томск, 1995, С 159.

2. Полещенко К.Н., Вершинин Г.А., Геринг Г.И., Орлов П.В. и др. Модифицирование структуры и свойств твердых сплавов системы WC-Co сильноточными пучками заряженных частиц// Вестник Омского университета, 1996, № 2, С 36-40.

3. Полетика М.Ф., Полещенко К.Н., Поворознюк С.Н., Орлов П.В. Закономерности изнашивания режущего инструмента, модифицированного пучками заряженных частиц// Прогрессивные технологические процессы в машиностроении. Сборник трудов Томского политехнического университета, Томск, ТПУ, 1997, С 22-27.

4. Полещенко К.Н., Геринг Г.И., Поворознюк С.Н., Орлов П.В. и др. Разработка технологических основ ионно-лучевой упрочняющей обработки твердосплавных инструментальных материалов// Труды 2 международного симпозиума "Сибконверс-97", Томск, 1997, С 199-202.

5. Вершинин Г.А., Полещенко К.Н., Геринг Г.И., Орлов П.В., Иванов Ю.Ф. Структурные превращения в приповерхностных слоях модифицирован-

ных твердых сплавов при трибомеханическом воздействии// Вестник Омского университета, 1997, №2 С 36-40.

6. Полещенко К.Н., Вершинин Г.А., Геринг Г.И., Орлов П.В. и др. Физические процессы и технологические методы радиационно-энергетической модификации твердосплавных инструментальных материалов//' Труды VIII межнационального совещания "Радиационная физика твердого тела", Севастополь, 1998, С 621-624.

7. Полещенко К.Н., Вершинин Г.А., Геринг Г.И., Орлов П.В. и др. Роль процессов реорганизации радиационно-индуцированных структур в повышении износостойкости модифицированных твердосплавных материалов// Труды VIII межнационального совещания "Радиационная физика твердого тела", Севастополь, 1998, С 332-336.

8. Полещенко К.Н., Орлов П.В., Машков Ю.К., Иванов Ю.Ф., Вершинин Г.А., Поворознюк С.Н., Трибостимулированные структурные превращения в приповерхностных слоях модифицированных твердых сплавов// Трение и износ, 1998, Т. 19, № 4. - С. 459-465

9. Полещенко К.Н., Вершинин Г.А., Поворознюк С.Н., Орлов П.В. Износостойкость твердых сплавов системы WC-Co, модифицированных ионными пучками различной интенсивности// Трение и износ, 1998, Т. 19, № 4. - С.

10. Гринберг П.Б., Полещенко К.Н. Вершинин Г.А., Поворознюк С.Н., Орлов П.В., Калистратова Н.П. Радиационно-энергетическая модификация триботехнических свойств инструментальных материалов// Трение и износ, 1998, Т. 19, Кг 4.-С. 480-486

11. Патент 2119551 РФ, МПК 6С23С14/48. Способ обработки твердосплавного режущего инструмента/ Геринг Г.И., Полещенко К.Н., Поворознюк С.Н., Орлов П.В. (РФ): Омский государственны~ -№ 97117329/02;

475-479

заяв. 21.10.97; опубл. 27.09.98, Бюл. № 27.

Подписано к печати 19.11.98

Печ.л. 1,3. Уч.-изд_п. 1,4. Тираж 100 экз. Заказ 578.

Формат 60x84 1/16.

Издательско-полиграфический отдел ОмГУ 644077, г.Омск-77, пр. Мира 55 а, госуниверситет

э

ОМСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ

Орлов Павел Викторович

Модификация структуры и свойств инструментальных твердых сплавов импульсно-пучковыми методами

Специальность 05.02.01 (материаловедение)

Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научные руководители: д.т.н., проф. Машков Ю.К. к.т.н., доц. Полещенко К.Н.

Омск-1998

Содержание

с.

и

11

23 23 26

Введение . 4

Глава 1. Износостойкость ИТС и методы их модифицирования. 9

1.1 Структура, п фазовый состав ИТС............

1.2 Износостойкость и механизмы изнашивания ИТС. . .

1.3 Методы модифицирования структуры и свойств ИТС'.

1.3.1 Модифицирование легированием.........

1.3.2 Термическая и химико-термическая обработка.

1.4 Обоснование возможностей применения сильноточных пучков заряженных частиц для повышения износостойкости ИТС........................... 28

1.5 Выводы п задачи исследования............... .30

Глава 2. Методы и средства модификации и экспериментального исследования модифицированных ИТС. 32

2.1 Устройство п энергетические характеристики источников сильноточных электронных и мощных ионных пучков 33

2.2 Методы и методики исследования модифицированных ИТС. 41

2.2.1 Методики рентгеноструктурного анализа . .,. . 41

2.2.2 Методики исследования морфологических и структурных изменений....................................42

2.3 Исследование износостойкости ИТС........................44

Глава 3. Закономерности изнашивания и износостойкость ИТС. 48

3.1 Изнашивание ИТС при резании стали марки 40Х .... 45

3.2 Изнашивание ИТС при резании титанового сплава ОТ4

п никелевого сплава ЭИ693 ................. 51

3.3 Влияние плотности энергии на мпкротвердость модифицированного инструмента.................. оо

3.4 Технологические рекомендации по оежпмам пмпульсно-Ш'чкозой модпсЬпкацпп.................... 55

3.5 Выводы

60

Глава 4. Структурно-фазовые изменения в приповерх-

ностных слоях ИТС. 62

4.1 Эффекты молпфшпговакпя ИТС сильноточными пучками электронов '.....................................62

4.1.1 Изменение структуры и свойств сплавов Т15К6 п Т5К10..................................................62

4.1.2 Изменение структуры сплава BKS..................68

4.2 Эффекты модпфиппованпя ИТС мошными пучками ионов 69

4.3 Структурно-фазовые изменения ИТС в .условиях ±юпк-шмнного взаимодействия с обрабатываемым материалом 73

4.3.1 Структурно-фазовое состояние после 10 с резания, кромка......................... 74

4.3.2 Структурно-фазовое состояние после 20 с резания. 81

4.3.3 Структурно-фазовое состояние после 120 с резания. 87

4.4 Физическая модель процесса структурной прпспосаблп-

Общие выводы 104

Список литературы 106

TT р и лож е ни я 113

Введение

Твердые сплавы на основе карбида вольфрама принадлежат к классу металлических композитов и являются гетерофазной системой карбидных частиц (\¥С или ТлС) и металлической матрицы. Применение режущего инструмента, изготовленного методом спекания смеси порошков карбида вольфрама и кобальта при температурах в диапазоне 1600 -Ь 1780 К, имеет длительную историю. Однако, не смотря на это, данный класс материалов по прежнему является базовым при создании и использовании промышленных инструментов для черновой, получистовой и чистовой обработки жаропрочных, тугоплавких и иных трудно обрабатываемых материалов.

В последние годы в связи с тенденцией роста мировых цен на редкие металлы, к числу которых относятся вольфрам и кобальт, наметились два направления поиска путей снижения затрат на инструментальные твердые сплавы (ИТС): во-первых, путем создания заменителей вольфрамосодержащих ИТС, во-вторых, путем различных методов и способов модификации свойств ИТС с целью повышения их эксплуатационных характеристик.

Несмотря на то, что создано достаточно большое количество заменителей вольфрама в твердом сплаве [1, 2, 3], результаты лабораторных и производственных испытаний которых показывают их вполне удовлетворительные эксплуатационные характеристики, промыш-шленное внедрение их в широких масштаюах пока не начато. Объясняется это тем, что перенастройка технологических циклов на существующих производствах изготовления и использования такого инструмента требует огромных материальных затрат. Поэтому оказывается предпочтительным дополнтиельно включить в технологический цикл

компоненту, улучшающую свойства инструмента, нежели менять всю технологию в целом.

Анализ работ за период 1986-1996 гг. показал, что в ряде крупных центров (Япония, Германия, Россия и др.) разрабатывается проблема создания способов модификации материалов на основе взаимодействия потоков заряженных частиц с веществом и их внедрению в производственные циклы. Однако, к настоящему времени уровня промышленного использования ионно-лучевых технологий в производстве твердосплавных ИТС достигли лишь несколько разработок [4, 5, 6, 7, 8].

Высокоэнергетическое воздействие инициирует в металлах и сплавах целый спектр физических явлений, носящих термический, термодинамический и диффузионный характер, приводящих к структурным и структурно-фазовым превращениям вещества. В результате такого воздействия существенно изменяются макросвойства материалов: твердость, прочность, пластичность. Меняются комплексные эксплуатационные характеристики металлоизделий (в частности износостойкость), что подтверждает эффективность использования пучков заряженных частиц в технологических целях.

Имеющиеся на настоящее время результаты, полученные с использованием различных типов ускорителей, имплантеров, другими способами воздействия на ИТС применительно к разным классам модифицируемых материалов, зачастую разноречивы и не систематизированы, что не позволяет создать завершенной единой модели, дающей возможность с высокой степенью достоверности прогнозировать изменение эксплуатационных свойств материалов, подвергнутых высокоэнергетическому воздействию. Отсюда промышленное освоение подобных методов, разработка технологий применительно к конкретным инстру-

ментальным и обрабатываемым материалам, средствам металлообработки и производственным режимам требует проведения комплексных исследований на единой методологической основе с использованием различных видов энергетического воздействия и привлечения современных аналитических методов.

Поиск эффективных режимов обработки ИТС на основе карбидов вольфрама привел, в частности, к исследованию процессов взаимодействия мощных ионных (МИП) и сильноточных электронных (СЭП) пучков с поверхностью металлов и сплавов.

Исследования показали [9,10,11,12,13,14,15], что модификация поверхности материалов и изделий происходит в результате целого ряда коллективных процессов: перестройки решетки вследствие термомеханических напряжений, миграции атомов и дислокаций, формированию сильнонеравновесных структур и т.д. Однако полное понимание механизмов протекания этих процессов в настоящее время отсутствует. В литературе только в последние годы стали появляться данные исследований механизмов переноса атомов в твердом теле и изменения параметров кристаллических решеток при высокоэнергетическом импульсном облучении [16, 17, 18, 19, 20, 21, 22, 23, 24, 25, 26].

Сложно неоднородный фазовый состав ИТС в совокупности с высокими скоростями нагрева и охлаждения материала требуют учета наряду с тепловыми степенями свободы и газодинамические, гидродинамические, плазменные, химические и т.д. Все это приводит в конечном итоге к невозможности достоверного прогноза степени влияния высокоэнергетического воздействия на эксплуатационные свойства вольф-рамосодержащих ИТС.

Таким образом, исследование и анализ структурно-фазовых превра-

щений в приповерхностных слоях материала режущего инструмента после облучения СЭП и МИП, как физической основы современных технологий модификации является актуальной задачей триботехноло-гии.

Исходя из вышеуказанного целью работы является изучение закономерностей структурно-фазовых превращений и изменения износостойкости инструментальных твердых сплавов при модификации высокоинтенсивными импульсными пучками заряженных частиц, особенностей процесса структурной приспосабливаемости модифицированных ИТС в условиях резания и разработка на основе полученных представлений нового способа и высокоэнергетической технологии поверхностного модифицирования ИТС.

Работа состоит из введения, четырех глав, общих выводов и результатов, списка использованной литературы и приложений.

Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, сформулирована цель исследования, научная новизна, практическая ценность и основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе проведен анализ структуры и свойств, а также различных способов модификации инструментальных твердых сплавов.

Во второй главе обоснован выбор объекта исследования, источников и режимов облучения твердосплавного режущего инструмента, методов и методик экспериментальных исследований.

Третья глава посвящена исследованию закономерностей изнашивания модифицированных на различных режимах облучения ИТС в зависимости от скорости резания, приведены рекомендации по выбору технологических режимов облучения инструментов для различных условий обработки сталей и сплавов, обеспечивающие повышение износо-

стойкости твердосплавных инструментов до 4-х раз.

В четвертой главе рассмотрены структурно-фазовые изменения, протекающие в приповерхностных слоях модифицированного инструмента после его облучения сильноточным электронным пучком, а также в процессе трибовзаимодействия с обрабатываемым материалом. Предложена физическая модель структурной приспосабливаемости модифицированных ИТС и рекомендованы технологические режимы.

В приложения вынесены копии положительных решений о выдаче патентов РФ, а также акты производственных испытаний модифицированного режущего инструмента.

1 Глава 1. Износостойкость ИТС и методы их модифицирования.

Изменение свойств инструментальных твердых сплавов систем \\ГС — Со с целью повышения их эксплуатационных характеристик (износостойкость, коррозионная стойкость, экономичность, производительность и т.п.) неразрывно связано с исследованием процессов формирования новых структурных и фазовых состояний ИТС, возникающих в результате направленного на них внешнего энергетического воздействия. Также необходимым представляется установление зависимостей типа "внешнее энергетическое воздействие — структура — свойства". На основе анализа таких зависимостей возможна разработка новых технологических процессов производства и применения ИТС на основе карбидов вольфрама. В этой связи основой для решения задач оптимизации структурно-фазового состава ИТС для конкретных условий трибомеханического взаимодействия и, как следствие, создания специальных технологий, является выявление изменений в морфологии и структурно-фазовом составе поверхностных и приповерхностных слоев ИТС в результате модификации, а также представление о механизмах изнашивания и разрушения ИТС в процессе резания металлов и сплавов.

1.1 Структура и фазовый состав ИТС.

Наиболее полно изучены структура, фазовый состав и изменения макросвойств сплавов системы WC-Co, на примере которой прослеживаются некоторые общие для вольфрамосодержащих твердых сплавов зависимости между параметрами структуры и физико-механическими свойствами.

Составы промышленных твердых сплавов зачастую не соответствуют в полной мере системе "\УС-Со содержание в них углерода или больше или меньше стехиометрического его количества в соединении \УС. В связи с этим в сплавах наблюдается присутствие структурно свободного графита или третьей фазы в виде двойного карбида вольфрама и кобальта (СозИ^зС) [27], что существенно отражается на их прочности [28, 29].

Физико-механические характеристики твердых сплавов определяются соотношением объемных долей и свойствами фазовых составляющих. Карбид вольфрама не имеет широкого набора состояний так как является стехиометричным карбидом, а его дислокационная структура, созданная размолом, при температурах спекания претерпевает практически полный возврат [30]. Более высокими значениями пластичности и работы разрушения по данным [31] обладают твердые сплавы на основе высокотемпреатурного карбида вольфрама. На макросвойства твердых сплавов оказывает влияние размер зерен карбидной фазы. Установлено [27], что увеличение среднего размера зерна карбида вольфрама (при одинаковом содержании кобальтовой фазы) приводит к повышению платсичности и вязкости композитов, а для сплавов с содержанием кобальта до 11 % вместе с тем положительно влияет на прочность [29].

В отличие от карбида вольфрама диапазон состояний связующей фазы достаточно широк, что обусловлено изменением состава вследствие дополнительного растворения в кобальте вольфрама и углерода, выделением дисперсных частиц, полиморфным превращением мартен-ситного типа [28], причем состояние кобальтовой фазы в большой степени определяет свойства сплава в целом [28, 32]. Экспериментально

<ТГ Расстояние

ц/сг2

2|г

ч.

----г,

12 3 4

макс

Расстояние

Рис. 1: Зависимости вида аи —

подтверждено [33], что предел текучести твердых сплавов определяется напряжением, необходимым для передвижения дислокаций в связующей фазе, из чего следует зависимость предела прочности и предела текучести твердых сплавов от состояния связующей фазы. Решающая роль связующей фазы в формировании механических свойств твердых сплавов подтверждается также результатами работ [34, 35].

Основные закономерности взаимосвязи структурных параметров твердых сплавов с их механическими свойствами отражают представленные на рис. 1 зависимости с характерными экстремумами, где — среднее расстояние между частицами карбида, которое показывает влияние на прочностные характеристики композитов, помимо отмеченных выше структурных параметров, другого параметра — степени контакта карбидных зерен. По существу семейство кривых

аи = отражает влияние размера зерна с1цгс на характер за-

висимостей аи — /(%Со). По мнению Герланда [36] перегиб на кривых аи = ¡(Ьц/Схус) связан с переходом от одного вида разрушения к другому. Разрушение сплавов с высоким содержанием кобальта происходит путем деформирования и разрушения матрицы. В сплавах со средним содержанием кобальта или большими размерами зерен \¥С, разрушение развивается с образованием трещин в отдельных зернах WC и продолжается путем слияния через матрицу трещин в зернах карбида.

В сплавах с малым содержанием кобальта или меньшим размером зерен \¥С, что соответствует левой части кривых рис. 1. разрушение происходит путем распространения трещины через композитную структуру. Характерным видом разрушения для сплавов с большим размером зерна является распространение разрушающей трещины преимущественно через карбидную фазу [36]. При меньших размерах частиц \УС-фазы и меньшем содержанием связки композитный материал разрушается по границам "\УС-Со.

Современные представления о механизмах деформации и разрушения твердых сплавов не отражают единого мнения. В рамках микроскопического подхода предложены три модели строения композитов на основе которых рассматриваются процессы деформации и разрушения.

Согласно первой модели упрочнитель (в данном случае зерна карбида) равномерно окружен мягкими прослойками связующей фазы, так что основная деформация (накопление дислокаций, двойникование или полиморфизм) происходят в ней. При этом дислокации в связке эффективно зарождаются, количественно увеличиваются, взаимодействуя с зернами карбида, и обеспечивают таким образом необходимый запас

прочности. В случае протекания процессов двойникования и полиморфизма запас прочности еще более возрастает, так как диссипирующая способность связки еще более увеличивается.

Вторая модель предполагает, что под нагрузкой пластическую деформацию испытывает и упрочнитель — карбидная фаза, которая дает основной вклад в общую деформацию. Связующая же фаза играет побочную роль, заключающуюся в релаксации пиковых напряжений, возникающих в местах концентраторов в карбидной фазе. При этом учитывается тот факт, что соответствующие условия нагружения вызывают большие пластические деформации без разрушения даже в малопластичных материалах.

Согласно третей модели строение твердого сплава соответствует строению волокнистого композита [37]. Сплав состоит из двух взаимопроникающих структур — карбидных зерен и матрицы — связки, взаимодействующих посреджством прочной межфазной границы. Согласно этой модели размер межчастичных прослоек довольно мал (менее 1-2 мкм) и поэтому дислокации одной системы не блокируются дислокациями другой. Разрушение при этом происходит путем множественного растрескивания карбидов и объединения микротрещин через пластическую связующую фазу [37]. Из этой мод�