Ваш браузер устарел и не обеспечивает полноценную и безопасную работу с сайтом.
Установите актуальную версию вашего браузера или одну из современных альтернатив.
Для повышения работоспособности деталей современной техники требуется развитие методов обработки высокопрочных конструкционных материалов. Одним из таких методов является химико-термическая обработка, которая позволяет повысить показатели выносливости и прочности изделий посредством модификации поверхностных слоев [1, 2].
Перспективными материалами в авиационной промышленности считаются коррозионностойкие стали со сверхравновесным содержанием азота [3]. Примером являются стали системы легирования Fe–N–Cr–Mo–V, применяемые при изготовлении подшипников, зубчатых колес и других изделий триботехнического назначения. Стали данной системы отличаются гомогенностью структуры и высокой стабильностью размеров после термообработки (ТО) [4]. Ожидается, что насыщение азотом поверхностного слоя подобной стали позволит дополнительно повысить триботехнические характеристики.
Цель работы — получить данные о фазовом составе поверхностного слоя коррозионностойкой стали системы легирования Fe–N–Cr–Mo–V после вакуумного азотирования (ВА) при различной длительности обработки.
В качестве исходного был выбран образец стали указанной системы, закаленный с 1040 °С после отпуска при 550 °С. ВА проводилось в среде аммиака при 540 °С в течение 16 и 24 часов.
Для получения данных об изменении состояния поверхностного слоя был применен метод рентгенофазового анализа с использованием дифрактометра ДРОН-4 на излучении Co–Kα в режиме сканирования θ/2θ. Диапазон углов составил 20...100° с шагом по углу дифракции в 0,1°. Использовались схема фокусировки по Бреггу — Брентано и изогнутый монохроматор, установленный между образцом и детектором. При расшифровке рентгенограмм использовали базы данных ICDD PCPDFWIN (1997 (2013)) и ICSD (2014). Перед сопоставлением рентгенограмм, было произведено нормирование на интегральную интенсивность (с учетом вычета фона).
На рис. 1 представлена рентгенограмма образца в исходном состоянии. Основу образца составляет твердый раствор на основе Fe-ОЦК (a-Fe), который, очевидно, формирует металлическую матрицу. В направлениях <011>, <002>, <112> параметр кристаллической решетки матричной фазы увеличен. Обнаружено большое число рентгеновских пиков, указывающих на присутствие в образце карбидов Cr7C3 и Cr23C6 и карбида цементитного типа Fe3C. Параметр решетки Fe3C увеличен, что особенно выражено в направлениях <121>, <212>, <301>, <401>. На рис. 1 отмечены рентгеновские пики, указывающие на присутствие в поверхностном слое нитридных фаз Cr2N и CrN. Объемная доля нитридов мала. Отмечены следы фазы Fe4N.
На рентгенограммах образцов после ВА (рис. 2, 3) наблюдается увеличение интенсивности рентгеновских пиков, соответствующих нитридным фазам, из чего можно сделать вывод о том, что ВА приводит к увеличению относительной доли упрочняющих фаз Cr2N и CrN. В образце после 16-часового ВА отмечено значительное уменьшение доли матричной ОЦК фазы, что может свидетельствовать о том, что на поверхности образца формируется нитридный слой, частично скрывающий ОЦК-матрицу. В направлениях <002> и <112> зафиксировано увеличение параметров кристаллической решетки матричной фазы.
При азотировании наблюдается увеличение интенсивности карбидных пиков, в связи, с чем можно выдвинуть предположение об увеличении объемной доли карбидных фаз в результате снижения матричной ОЦК фазы вблизи поверхностного слоя. Так, на угле в 66° наблюдается формирование интенсивного пика, который может соответствовать фазам Fe3C, Cr7C3, Cr23C6, Fe2N; на угле 74° — пика, соответствующего фазам Fe3C, Cr7C3, CrN и на угле 81° — фазам Fe3C, Cr7C3, Cr23C6, Fe2N. Сравнить изменение интенсивности соответствующих фаз можно на рис. 4, на котором представлены рентгенограммы всех образцов после нормирования на интегральную интенсивность. Параметр кристаллической решетки цементита изменяется незначительно. После ВА параметр фазы Cr7C3 сильно уменьшен. При этом на рентгенограмме отмечено значительное увеличение числа пиков от фазы Cr23C6. Отмечено большое число рентгеновских пиков, соответствующих Fe2N. Следов фазы Fe4N не обнаружено.
После ВА в течение 24 часов (рис. 3) отмечено значительное уменьшение интенсивности пиков от фазы a-Fe. В совокупности с сильным сдвигом это делает невозможным достоверно указать пики, соответствующие фазе твердого раствора на основе a-Fe. Наблюдается тенденция роста пиков нитридных фаз в зависимости от продолжительности обработки. На рентгенограмме образца после 24-часового процесса ВА большинство дифракционных пиков сдвинуто в сторону меньших углов, что говорит об увеличении параметра кристаллических решеток карбидных и нитридных фаз. Отмечено, что доля фазы Fe2N увеличена при увеличении длительности ВА, фаза Fe4N не выявлена. Можно выдвинуть предположение о том, что в ходе насыщения азотом фаза Fe4N переходит в фазу Fe2N. На рис. 4 представлено сопоставление рентгенограмм исходного образца, образца после 16 часов ВА и образца после 24 часов ВА.
По рентгенограммам установлено значительное снижение интенсивности пиков, соответствующих матричной фазе, что может говорить о том, что вблизи поверхности образуется нитридный слой, скрывающий лежащие ближе к сердцевине структуры. По сравнению с рентгенограммой образца в исходном состоянии большая часть дифракционных пиков смещена в сторону меньших углов, что соответствует увеличению параметра решетки, видимо, из-за внедрения атомов азота. Образованы рентгеновские пики, соответствующие только нитридным фазам. Так, при 82,5° (по углу) образуется пик, соответствующий только фазе Cr2N, а при 92,5° пик, соответствующий фазам Cr2N, CrN, Fe2N.
Выводы об изменении фазового состояния поверхностного слоя коррозионностойкой стали системы Fe–N–Cr–Mo–V после вакуумного азотирования:
