Покрытия, формирующиеся при высокоэнергетических (ВЭИ) воздействиях

Министерство  образования и науки РФ

 

Федеральное государственное  бюджетное образовательное учреждение

 

высшего профессионального  образования

 

ТУЛЬСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ  УНИВЕРСИТЕТ

 

 

Кафедра «Физика  металлов и материаловедение»

 

 

КОНТРОЛЬНО-КУРСОВАЯ РАБОТА

 

по дисциплине «Физика поверхности»

на тему «Покрытия, формирующиеся при высокоэнергетических (ВЭИ) воздействиях. Покрытия на основе способа импульсного лазерного легирования»

 

 

 

 

 

 

Выполнил:.гр.430581                                             А.В. Бритенкова

         Проверила:доц., ФММ                                           Н.Б. Фомичева

 

 

 

Тула 2013 г.

 

    ИМПУЛЬСНЫЕ ВЫСОКОЭНЕРГЕТИЧЕСКИЕ СПОСОБЫ СОЗДАНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ПОКРЫТИЙ НА СТАЛЯХ

При импульсных (лазерные или разрядно-импульсные) источниках вклад силового фактора в формирование структуры и свойств покрытий по отношению к термическому оказывается значительно выше, чем для стационарных лазеров. При этом малые поверхностные объемы претерпевают также высокие скорости нагрева и охлаждения, а часто к тому же одновременное пластическое деформирование. Такие экстремальные условия приводят к значительному изменению в структуре, химическом и фазовом составах и физико-механических свойствах, способствуют образованию метастабильных структурных состояний в поверхностных слоях. Подобные эффекты наблюдали при лазерной, электроискровой, электроэрозионной, электрогидроимпульсной упрочняющих обработках.

СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ     ПОКРЫТИЙ     ПРИ     ЛЕГИРОВАНИИ ИМПУЛЬСНЫМИ ЛАЗЕРАМИ

Лазерные  импульсные источники позволяют достигать глубины проплавления порядка ~1 мм. При охлаждении после облучения в этом слое наблюдается значительная фрагментация структуры, рост плотности дефектов (до ~10¹² ) и уровня микроискажений, а также повышаются макронапряжения в основном растягивающего характера.

Анализ  микроструктур покрытий на конструкционных  сталях после лазерного легирования высокопрочными материалами на различных режимах установил, что в. зависимости от реализуемых механизмов структурообразования и характера подготовительных структурных процессов в слое легирующего соединения и в подслое образуется один из четырех характерных типов покрытий (рис. 1). Покрытие типа I представляет собой сплошной слой закристаллизовавшегося легирующего соединения на фазовоперекристаллизовавшемся стальном подслое. Он формируется при жестких режимах облучения: больших напряжениях накачки и коротких длительностях импульса τ. Высокая динамичность импульса способствует интенсивному перемешиванию расплавов материалов и обусловливает высокую макрогетерогенность покрытия. Слои типа II и III по структуре аналогичны предыдущим, но отличаются меньшими толщинами легирующего соединения и менее выраженной поверхностной гетерогенностью. Для получения  слоя  II  лазерное  легирование необходимо  проводить на средних уровнях напряжений

Рис. 1 Типы покрытий и механизмы структурообразования при импульсном термодиффузионном легировании сталей.

 

 (температурный фактор)  и не высоких значениях τ_л (динамизм луча). Для слоя типа III характерны малые значения и большие τ_л. Слой типа IV формируется при смещении параметра в сторону максимально возможных значений при минимальном значении τ_л. В этом случае и результате  «замуровывания»   недорасплавленных  частиц легирующей присадки в расплавленную матрицу происходит макро шаржирование  слоя   исходного   материала.   Для   первых  трех типов  слоев характерны  процессы  кристаллизации  из  жидкой фазы.

Вид формирующегося покрытия зависит от конкретных подготовительных структурных процессов в слое легирующего легирующего соединения и подслое, предопределяющих, в зависимости от  их  сочетания  конкретный  механизм  структурообразования. Подготовительными процессами являются: в слое — расплавление  легирующего соединения,  его  испарение  с  поверхности слоя: в подслое — расплавление и механическое разрыхление приповерхностных структур. Эти превращения предопределяют следующие   механизмы   структурообразования,   обусловливающие конкретный тип покрытия: перемешивание расплавов материалов легирующего соединения и основы; барботаж расплава; диффузия атомов легирующего соединения в металлической матрице, а также механическое шаржирование.

Процессы плавления слоя предварительно нанесенного легирующего соединения предопределяются температурными эффектами на поверхности, зависящими в основном от параметра . С другой стороны, глубина проплавления легирующего слоя будет зависеть также от продолжительности воздействия лазерного луча и изменяться в пределах нескольких десятков микрометров.

Как правило, более тугоплавкие легирующие соединения имеют меньшую глубину проплавления. С другой стороны, нанесение тонкого исходного слоя предопределяет его проплавление при более мягких режимах, что позволяет, в частности, рекомендовать для лазерного легирования порошки более мелкого фракционного состава. Зависимость глубины проплавления h_сл от технологических и — параметров имеет для всех видов легирующих соединений одинаковую теоретическую аппроксимацию вида

 

                                                              (1)

в которой коэффициенты К_τ и К_U отражают тип легирующего элемента.(табл. 3. 13)

Характерной особенностью формирующихся из расплавов слоев  является их пониженная твердость по сравнению с соответствующими табличными значениями для монолита, хотя соотношение этой характеристики внутри различных соединений сохраняется.

При определении  режимов лазерного луча, обеспечивающих плавление, необходимо учитывать некоторые дополнительные технологические факторы, искажающие полученные эмпирические оценки. К ним, в первую очередь, необходимо отнести физическую плотность исходного легированного слоя и чистоту материалов. Разложение молекулярного легирующего соединения является необходимым подготовительным процессом, предваряющим формирование переходных диффузионных зон. Рентгеноспектральный анализ лазернолегированных покрытий

               Таблица 1. Значение характеристик К_τ и К_U             

ряда сложных  соединений: карбидов, оксидов, нитридов, боридов и т. п. доказал эффекты распада сложных соединений с образованием аномально концентрированных твердых растворов и уменьшением степени фазовой гетерогенности в структуре. Кинетика эффектов разложения соединений контролируется обоими параметрами лазерного облучения. Как правило, концентрационные зависимости для объема элементов, высвобождающихся при разложении, достаточно хорошо аппроксимируются в зависимости от параметра прямыми линиями типа

                        (2)

где — энергетический порог разложения соединения. Угловой коэффициент предопределяется длительностью импульса и его значения изменяются от 1,0 при минимальной длительности импульса, до 8,3— при максимальной длительности ~ 6 микросекунд. Последнее позволяет предполагать, что на кинетику разложения вещества фактор длительности импульса оказывает влияние как через температуру, так и через динамизм лазерного импульса. Последнее основывается на том, что для больших показателей динамизма луча | кВ/мс в одном и том же температурном диапазоне фиксируется различная концентрация элементов. Влияние фактора длительности импульса τ_л на эффекты молекулярного разложения можно аппроксимировать зависимостью тип

                              (3)

 

 

где эмпирический показатель зависит от напряжения накачки в диапазоне от 0,3 до 0,04 соответственно для минимального и масимальиого напряжений ,

Эффекты разложения сложных легирующих соединений лимитируют диффузионные процессы при воздействии лазерного луча. По этой причине количественные соотношения между технологическими параметрами и τ_л и структурой через эмпирический коэффициент и являются необходимыми при расчете геометрических характеристик диффузионных зон в покрытии.

Структурные процессы в подслое могут определяться эффектами расплавления различных фаз, механическим субструктурным упрочнением, а также возможными полиморфными превращениями. Процессы расплавления способствуют повышению толщины покрытий и формированию глубоких диффузионных зон. Основным фактором, предопределяющим кинетику кристаллизации в подслое, является достигаемая в нем при облучении температура. Расплавление подслоя при закритических « —τ_л» — режимах обусловливает различные структурные превращения в подслое: столбчатость и дендритность,  а также «замуровывание» недорасплавленных частиц. Динамическое влияние ударной волны лазерного луча активирует также субструктурное разрыхление формирующихся при пере- и рекристаллизации фаз. Анализ распределения субструктурных характеристик по глубине: размера блоков D*, плотности дислокаций ρ, и микроискажений  Δa/a, представленный в гипотетическом виде на рис. 2 показал, что измельчение   блоков   матричной   фазы    на   поверхности — до ~ 50—80 мм, рост микроискажений и плотности дислокаций до ~ 10¹³ обусловлены возрастанием скорости охлаждения поверхности и «дробящим» воздействием ударной волны при высоких значениях параметра динамичности . В зависимости от 
соотношения температур плавления материалов легирующего соединения Т^л.э   и основы , а также толщины исходного слоя соединения возможны три варианта технологических диаграмм процесса легирования (рис. 3.16). Если выполняется соотношение температур плавления Т^л.э<   (рис. 3.16,а), то лазерное покрытие может формироваться в соответствии с механизмом зоны — 3^х, двумя механизмами для высоких уровней — луча (зона - 2) или совокупностью трех механизмов (зона—1). Для такого вида диаграмм характерно образование поверхностных легирующих «пленок» для режимов облучения правее линии Т^л.э   =соnst, в то время как для более жестких режимов (правее

 

 

Рис. 2. Влияние мощности лазерного луча на субструктурные р, D* и Δa/a — характеристики

линии = соnst) граница раздела слоя и подслоя смещается вглубь. Если выдерживается соотношение температур плавления Т^л.э > то большое место в процессах структурообразования занимает механизм шаржирования (зона —4 на диаграмме рис. 3, в). При этом эффекты перемешивания и барботажа должны протекать Практически, параллельно. Для нежестких режимов облучения (левее линии Т^л.э= соnst) возможно образование гетерогенных слоев без легирующего покрытия. Диаграмма на рис. 3,и является промежуточной, так что область образования покрытий ограничивается сложной линией Т^л.э= соnst и

= соnst.

Механизм перемешивания  расплавов представляется наиболее, совершенным процессом в формировании структур и требует реализации жестких режимов облучения. Процессы, соответствующие этому механизму, значительно повышают толщину легированного слоя и его гетерогенность.  В диаграммах лазерного легирования; имеющих широкую зону между линиями ликвидус, со смещением последних в область больших значений параметров , и τ_л,  эффекты   перемешивания   активируются,   в   результате   чего формируются глубокие диффузионные зоны. Если область между

 

 

Рис. 3. Диаграммы  импульсного лазерного легирования  сталей.

Соотношение температур плавления основы Т^лег: а) <Т^лег; б)  < Т^лег; в) суперпозиция линий температуры плавления основы и температуры плавления легирующего соединения. Параметр ξ- степень динамичности лезерного луча.

 

линиями плавления  сужается, а эффект перемешивания  затормаживается, определяющими становятся процессы только в расплаве легированного соединения, формирующие повышенную пористость покрытия.

Механизм барботажа  расплава в чистом виде будет проявляться в том случае, если температурное положение линии ликвидус для легирующего соединения в поле параметров « —τ_л» будет выше, чем для материала подложки.

Тип базового материала  заметно влияет на пористость покрытия. Так, на легированных сталях пористость изменяется незначительно, в то время как для сталей, менее сложных по составу, пористость всегда оказывается более высокой. Для всех случаев легирования размер и плотность макронесовершенств возрастают от поверхности к границе раздела. Гипотетически взаимосвязь между характеристиками гетерогенности покрытий (размерами структурных макронесовершенств D и расстояния между ними d), толщиной покрытия h_сл, макронапряжениями и технологическими параметрами лазера , и τ_л можно представить в виде, показанном на рис. 4.

При лазерном легировании в поверхностных  слоях формируются, как правило, технологические макронапряжения растяжения, причем уровень их будет выше при повышении содержания углерода в сталях. Косинусоидальный закон распределения рассматриваемого свойства имеет два характерных узла, один из которых соответствует практически нулевым макронапряжениям и находится в зоне ~ 100 мкм (ориентировочно на уровне толщины основного слоя), а второй — отражает максимум напряжений в диффузионной зоне глубиной ~ 300 мкм. Снижение чувствительности основного материала к термосиловому полю за счет, например, повышения свойства прокаливаемости, нивелирует амплитуды косинус-закона.

Уменьшение  энергии лазерного пучка вносит качественные . изменения в кривые распределения параметра  . В первую очередь, уменьшаются пики максимальных растягивающих макронапряжений с одновременным их смещением к поверхности. Выравниваются также максимальные напряжения отрицательной фазы косинусоидальной кривой, при этом их топографическое положение сохраняется. Введение финишного ультразвукового выглаживания полностью изменяет эпюру макронапряжений. Суммирующее распределение параметра по глубине формируется в результате наложения двух эпюр: собственно от лазерного воздействия и синусоидального вида с отрицательной фазой от ультразвукового воздействия. Максимальные напряжения фиксируются в меньших толщинах покрытия, становятся полностью сжимающими, а их геометрическая аппроксимация в приповерхностных слоях до ~ 100 мкм зависит, в первую очередь, от материала покрытия.

 

Рис. 4. Распределение технологических макронапряжений по глубине конструкционной cтали, упрочненной ЛОи — способом. Мощность пучка ~ 10 кДж. Цифры у кривых — диаметр лазерного пучка (мм).

Уровень внутренних напряжений на поверхности зависит от вида легирующего соединения, соотношения геометрических размеров покрытия и диффузионной зоны, температуры процесса и степени динамичности лазерного луча. Фактор напряжения в целом повышает макронапряжения, фактор длительности импульса τ_л активирует перераспределение напряжений и повышает их пиковые значения. Отмечено, что наиболее высокий уровень напряжений соответствует более сложным по химическому составу сталям. Минимум остаточных макронапряжений формируется в зоне за линией ликвидус для материала покрытия диаграмм лазерного легирования  и  соответствует минимальному значению фактора и максимальному — τ_л.

Для класса керамических покрытий фиксировалась самая различная форма макродефектов от округлой до остроугольной. Температура способствует уменьшению фактора формы γ. Значения параметра γ изменяются в диапазоне от 1,2 до 1,8. С повышением напряжения , суммарная макродефектность заметно возрастает (табл. 2)   за счет увеличения D и уменьшения d. Подобный эффект проявляется также при малых временах воздействия лазерного пучка, причем в случае легирования вольфрамом уровень структурной дефектности максимален. Значение параметра n достаточно хорошо коррелирует с соотношением модулей упругости материалов покрытия и основы. По этой причине, как видно из табл. 2, уровень микронапряжений для покрытия из вольфрама оказывался всегда больше, чем из нитрида титана. Характерно, что для покрытий из керамических материалов при меньших уровнях температурного параметра , фиксируются во всех случаях напряжения сжатия (n<0,5), в то время как усиление динамизма процесса за счет минимизации параметра τ_л способствует формированию напряжений растяжения (n>0,5).