RU2571245C1 - Surface hardening of 20x13 steel - Google Patents
Surface hardening of 20x13 steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2571245C1 RU2571245C1 RU2014130588/02A RU2014130588A RU2571245C1 RU 2571245 C1 RU2571245 C1 RU 2571245C1 RU 2014130588/02 A RU2014130588/02 A RU 2014130588/02A RU 2014130588 A RU2014130588 A RU 2014130588A RU 2571245 C1 RU2571245 C1 RU 2571245C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- electron
- electron beam
- pulses
- energy density
- Prior art date
Links
Images
Abstract
Description
Изобретение относится к упрочняющей обработке металлов с использованием концентрированных потоков энергии, в частности, к получению на стали 20X13 поверхностных слоев с градиентной многофазной структурой, которые могут быть использованы для повышения ресурса работы деталей машин и механизмов, работающих в условиях многоциклового усталостного разрушения.The invention relates to hardening of metals using concentrated energy fluxes, in particular, to obtaining surface layers with a gradient multiphase structure on steel 20X13, which can be used to increase the service life of machine parts and mechanisms operating under conditions of multi-cycle fatigue failure.
Известен способ [1] нанесения покрытий на основе карбида титана на титановые сплавы, включающий приготовление смеси сплава титана и структурно-свободного углерода в форме графита с последующим высокотемпературным реагированием, смесь сплава титана и графита готовят в едином технологическом процессе путем электрического взрыва углеграфитовых волокон, формирования из продуктов взрыва импульсной многофазной плазменной струи, содержащей частицы углеграфитовых волокон, оплавления ею упрочняемой поверхности титанового сплава в режиме, когда поглощаемая плотность мощности составляет 4,5…6,5 ГВт/м2, внесения в расплав частиц углеграфитовых волокон и последующей самозакалки расплава при теплоотводе в объем основы, а высокотемпературное реагирование компонентов смеси осуществляют путем импульсно-периодического воздействия на упрочняемую поверхность после электровзрывного науглероживания сильноточным электронным пучком в режиме, когда поглощаемая поверхностью плотность энергии составляет 40…60 Дж/см2, длительность импульсов - 150…200 мкс, количество импульсов - 10…30.A known method [1] of coating based on titanium carbide on titanium alloys, comprising preparing a mixture of titanium alloy and structurally free carbon in the form of graphite with subsequent high-temperature reaction, a mixture of titanium and graphite alloy is prepared in a single technological process by electric explosion of carbon-graphite fibers, forming from explosion products of a pulsed multiphase plasma jet containing particles of carbon-graphite fibers, melting by it a hardened surface of a titanium alloy in the mode, when the absorbed power density is 4.5 ... 6.5 GW / m 2 , carbon particles of carbon graphite are introduced into the melt and the melt is subsequently quenched during heat removal into the bulk of the substrate, and high-temperature reaction of the mixture components is carried out by pulse-periodic exposure to the hardened surface after electroexplosion carburization high-current electron beam in the mode when the energy density absorbed by the surface is 40 ... 60 J / cm 2 , the pulse duration is 150 ... 200 μs, the number of pulses is 10 ... 30.
Недостатком способа является его многостадийный характер, что ограничивает его производительность, а также невозможность формирования на стали 20X13 поверхностных слоев с градиентной многофазной структурой.The disadvantage of this method is its multi-stage nature, which limits its performance, as well as the inability to form surface layers with a gradient multiphase structure on 20X13 steel.
Наиболее близким к заявляемому является способ [2] электронно-пучкового упрочнения твердосплавного инструмента или изделия, преимущественно из твердого сплава на основе карбида титана с никельхромовой связкой, включающий облучение рабочей поверхности инструмента или изделия импульсным сильноточным электронным пучком с энергией электронов 10…30 кэВ при длительности импульсов облучения 150-200 мкс и количеством импульсов 10…30, отличающийся тем, что упомянутое облучение проводят в азотсодержащей плазме газового разряда при давлении азота 0,02…0,03 Па с плотностью энергии в электронном пучке, составляющей 50…70 Дж/см2.Closest to the claimed is a method [2] of electron-beam hardening of a carbide tool or product, mainly from a hard alloy based on titanium carbide with a nickel-chrome bond, comprising irradiating the working surface of the tool or product with a pulsed high-current electron beam with an electron energy of 10 ... 30 keV for a duration irradiation pulses of 150-200 μs and the number of
Недостатком способа является его многостадийный характер, что ограничивает его производительность, а также невозможность формирования на стали 20X13 поверхностных слоев с градиентной многофазной структурой.The disadvantage of this method is its multi-stage nature, which limits its performance, as well as the inability to form surface layers with a gradient multiphase structure on 20X13 steel.
Задачей заявляемого изобретения является получение на стали 20X13 поверхностных слоев с градиентной многофазной структурой, обладающих высоким значением многоциклового усталостного разрушения.The task of the invention is to obtain on steel 20X13 surface layers with a gradient multiphase structure having a high value of multi-cycle fatigue failure.
Поставленная задача реализуется способом упрочняющей обработки стали 20X13. Способ включает воздействие на поверхность детали импульсным сильноточным электронным пучком с энергией электронов 10…30 кэВ в среде аргона с остаточным давлением 0,02…0,03 Па, отличающийся тем, что упомянутое воздействие на поверхность детали проводят с поглощаемой плотностью энергии в электронном пучке, составляющей 10…30 Дж/см2, длительностью импульсов 50…100 мкс и количеством импульсов 1…3.The task is realized by the method of hardening processing of steel 20X13. The method includes exposing a part to a surface with a pulsed high-current electron beam with an electron energy of 10 ... 30 keV in an argon medium with a residual pressure of 0.02 ... 0.03 Pa, characterized in that said effect on the part’s surface is carried out with absorbed energy density in the electron beam,
Преимущество заявляемого способа по сравнению с прототипом заключается в формировании на стали 20X13 поверхностного слоя с градиентной многофазной структурой, что делает возможным осуществление локального упрочнения поверхности деталей из стали 20X13 в местах их наибольшего разрушения в условиях эксплуатации.The advantage of the proposed method compared with the prototype is the formation on the steel 20X13 surface layer with a gradient multiphase structure, which makes it possible to local harden the surface of parts made of steel 20X13 in the places of their greatest destruction in operating conditions.
Способ поясняется чертежом, где на фиг. 1 представлена зависимость (а) средних продольных (кривая 1), поперечных (кривая 2) размеров зерен и коэффициента неравноосности (кривая 3) зерен от плотности энергии пучка электронов; б - линейная корреляция, связывающая продольные (L) и поперечные (D) средние размеры зерен, на фиг. 2 - зависимость (а) средних продольных (кривая 1), поперечных (кривая 2) размеров зерен и коэффициента неравноосности (кривая 3) зерен от плотности энергии пучка электронов; б - линейная корреляция, связывающая продольные (L) и поперечные (D) средние размеры зерен, на фиг. 3 - зависимость количества циклов до разрушения N стали 20X13 от плотности энергии пучка электронов Es.The method is illustrated in the drawing, where in FIG. Figure 1 shows the dependence of (a) the average longitudinal (curve 1), transverse (curve 2) grain sizes and the coefficient of unevenness (curve 3) of the grains on the energy density of the electron beam; b - linear correlation connecting the longitudinal (L) and transverse (D) average grain sizes, in FIG. 2 - dependence of (a) the average longitudinal (curve 1), transverse (curve 2) grain sizes and the coefficient of unevenness (curve 3) of the grains on the energy density of the electron beam; b - linear correlation connecting the longitudinal (L) and transverse (D) average grain sizes, in FIG. 3 - dependence of the number of cycles before the destruction of N steel 20X13 on the energy density of the electron beam E s .
Анализ зависимости параметров структуры стали 20X13 от плотности энергии пучка электронов показал, что средние размеры зерен существенным образом зависят от плотности энергии пучка электронов: структура с максимальным средним значением размеров зерен формируется в поверхностном слое стали, облученной электронным пучком с плотностью энергии пучка электронов ES=25 Дж/см2 (фиг. 1, а). Мелкозеренная структура поверхностного слоя стали формируется при двух режимах электронно-пучковой обработки: при обработке электронным пучком в режиме (ES=10 Дж/см2) и в режиме интенсивного плавления поверхностного слоя (ES=30 Дж/см2), соответствующем толщине расплавленного слоя 8…10 мкм (фиг. 2, а). Формирующаяся в стали зеренная структура характеризуется продольными и поперечными размерами, которые изменяются с увеличением плотности энергии пучка электронов коррелированным образом (фиг. 1, б; фиг. 2, б).An analysis of the dependence of the structure parameters of 20X13 steel on the electron beam energy density showed that the average grain sizes substantially depend on the electron beam energy density: a structure with a maximum average grain size is formed in the surface layer of steel irradiated with an electron beam with an electron beam energy density E S = 25 J / cm 2 (Fig. 1, a). The fine-grained structure of the surface layer of steel is formed in two modes of electron-beam processing: when processing with an electron beam in the mode (E S = 10 J / cm 2 ) and in the mode of intensive melting of the surface layer (E S = 30 J / cm 2 ), the corresponding thickness the molten layer of 8 ... 10 microns (Fig. 2, a). The grain structure formed in steel is characterized by longitudinal and transverse dimensions, which change with increasing energy density of the electron beam in a correlated manner (Fig. 1, b; Fig. 2, b).
Выявленное немонотонное изменение средних размеров зерен стали 20X13, обработанной электронным пучком, обусловлено следующими обстоятельствами. В сталях ферритного класса рекристаллизация сопровождается полиморфными превращениями. В этом случае процесс разбивается условно на две стадии: 1) зарождение и рост кристаллитов (зерен) новой фазы до их столкновения и 2) рост одних зерен (кристаллитов) новой фазы путем поглощения других зерен этой же фазы (так называемая стадия собирательной рекристаллизации). Первая стадия представляет собой фазовую перекристаллизацию, вторая - структурную рекристаллизацию.The revealed nonmonotonic change in the average grain size of steel 20X13 processed by an electron beam is due to the following circumstances. In steels of the ferritic class, recrystallization is accompanied by polymorphic transformations. In this case, the process is conditionally divided into two stages: 1) the nucleation and growth of crystallites (grains) of the new phase before their collision, and 2) the growth of some grains (crystallites) of the new phase by absorption of other grains of the same phase (the so-called collective recrystallization stage). The first stage is phase recrystallization, the second is structural recrystallization.
В случаях, когда полиморфное превращение сопровождается значительным объемным эффектом вследствие разницы в удельных объемах старой и новой фаз (в стали данная ситуация реализуется при исходной мартенситной структуре), исходная и вновь образующаяся фазы испытывают фазовый наклеп. Последний (фазовый наклеп) часто приводит к тому, что после завершения фазовой перекристаллизации в материале протекает первичная рекристаллизация, которая, по своей сути, относится к динамической рекристаллизации, т.е. к процессу преобразования зеренной структуры материала, при котором деформация и термическое воздействие совмещены во времени.In cases where the polymorphic transformation is accompanied by a significant volumetric effect due to the difference in the specific volumes of the old and new phases (in steel this situation is realized with the initial martensitic structure), the initial and newly formed phases experience phase hardening. The latter (phase hardening) often leads to the fact that after the completion of phase recrystallization, primary recrystallization takes place in the material, which, in its essence, refers to dynamic recrystallization, i.e. to the process of transforming the grain structure of the material, in which the deformation and thermal effect are combined in time.
При обработке стали электронным пучком с плотностью энергии пучка электронов ≥15 Дж/см2 наблюдается плавление поверхностного слоя, и зеренная структура поверхностного слоя формируется в результате кристаллизации и последующего высокоскоростного охлаждения стали. При малой толщине расплавленного слоя (ES=15…25 Дж/см2) формируется структура, наследующая зеренную структуру исходного состояния стали. Вновь сформировать ультрамелкозернистую структуру в поверхностном слое стали удается при толщине расплавленного слоя 8…10 мкм (ES~30 Дж/см2).When treating steel with an electron beam with an electron beam energy density ≥15 J / cm 2 , melting of the surface layer is observed, and the grain structure of the surface layer is formed as a result of crystallization and subsequent high-speed cooling of the steel. With a small thickness of the molten layer (E S = 15 ... 25 J / cm 2 ), a structure is formed that inherits the grain structure of the initial state of steel. The ultrafine-grained structure can again be formed in the surface layer of steel at a molten layer thickness of 8 ... 10 μm (E S ~ 30 J / cm 2 ).
Сравнительный анализ состояния поверхностного слоя стали 20X13, подвергнутой электронно-пучковой обработке, осуществляли методами сканирующей электронной микроскопии. Установлено, что после обработки стали при энергии электронов 10 кэВ в среде аргона с остаточном давлении 0,02 Па, поглощаемой плотности энергии 10 Дж/см2, длительности импульсов 50 мкс и количестве импульсов 1, соответствующей режиму начального плавления (исчезают дефекты поверхности - неровности, царапины, вмятины, внесенные при механической полировке), на поверхности стали формируется слой, средний размер зерен которого составляет ~3,0 мкм. В стали исходного состояния (перед облучением) средний размер зерен 16,1 мкм. Электронно-пучковая обработка сопровождается процессом динамической рекристаллизации, приводящим к существенному измельчению зеренной структуры стали. Одновременно с уменьшением размера зерен, электронно-пучковая обработка приводит к образованию на поверхности стали микрократеров. Причиной кратерообразования выступают легкоплавкие включения (к примеру, сульфиды железа), присутствующие в стали и испаряющиеся при электронно-пучковой обработке. На дне кратера выявляется структура дендритной кристаллизации; в отдельных случаях обнаруживаются микротрещины.A comparative analysis of the state of the surface layer of steel 20X13 subjected to electron-beam processing was carried out by scanning electron microscopy. It was found that after processing steel at an electron energy of 10 keV in an argon medium with a residual pressure of 0.02 Pa, an absorbed energy density of 10 J / cm 2 , a pulse duration of 50 μs, and the number of
Электронно-пучковая обработка поверхности стали при энергии электронов 20 кэВ в среде аргона с остаточном давлении 0,025 Па, поглощаемой плотности энергии 20 Дж/см2, длительности импульсов 75 мкс и количестве импульсов 2, соответствующей режиму плавления поверхностного слоя толщиной ~5 мкм, приводит к формированию в объеме зерен структуры ячеистой кристаллизации. Ячейки имеют округлую форму, средний размер ячеек 0,25 мкм.The electron-beam surface treatment of steel at an electron energy of 20 keV in an argon medium with a residual pressure of 0.025 Pa, an absorbed energy density of 20 J / cm 2 , a pulse duration of 75 μs, and a number of
Высокоскоростное охлаждение стали сопровождается формированием на поверхности облучения микротрещин, что свидетельствует о релаксации термических напряжений, формирующихся в материале. В подповерхностном слое стали протекает мартенситное превращение, о чем свидетельствует характерный микрорельеф, выявляемый на поверхности облучения. Данный режим обработки также сопровождается кратерообразованием. Однако, по сравнению с обработкой электронным пучком при плотности энергии пучка электронов ES=10 Дж/см2, количество микрократеров незначительно снижается, берега кратеров становятся пологими, снижается глубина кратеров. Это указывает на заплывание кратеров расплавом на стадии охлаждения материала.High-speed cooling of steel is accompanied by the formation of microcracks on the irradiation surface, which indicates relaxation of thermal stresses that form in the material. A martensitic transformation proceeds in the subsurface layer of steel, as evidenced by the characteristic microrelief detected on the irradiation surface. This treatment mode is also accompanied by crater formation. However, compared with the electron beam treatment at an electron beam energy density E S = 10 J / cm 2 , the number of microcraters is slightly reduced, the banks of the craters become shallow, and the depth of the craters decreases. This indicates that the craters are swimming with the melt at the stage of material cooling.
Увеличение плотности энергии пучка электронов до 30 кэВ в среде аргона при остаточном давлении 0,03 Па, поглощаемой плотности энергии 30 Дж/см2, длительности импульсов 100 мкс и количестве импульсов 3 не приводит к существенным изменениям структуры поверхности обработки. Как и после обработки при ES=20 Дж/см2, формируется структура ячеистой кристаллизации с близким размеров ячеек. Выявляются микротрещины, количество которых на поверхности облучения практически не изменяется (по сравнению с обработкой при ES=20 Дж/см2). На поверхности облучения формируется рельеф нескольких масштабных уровней. К первому из них отнесем макрорельеф (масштаб ~100…150 мкм), образующийся в результате формирования и последующего оплывания кратеров. Ко второму отнесем микрорельеф, формирующийся в результате мартенситного превращения при высокоскоростной закалке стали (масштаб ~5…10 мкм). К третьему следует отнести рельеф, формируемый на уровне зерен поверхностного слоя и структуры ячеистой кристаллизации (масштаб ~0,25…5 мкм).An increase in the electron beam energy density to 30 keV in an argon medium at a residual pressure of 0.03 Pa, an absorbed energy density of 30 J / cm 2 , a pulse duration of 100 μs and a number of
Контроль модификации фазового состава стали 20X13 выполняли методами дифракционной электронной микроскопии. Были установлены следующие факты. Электронно-пучковая обработка при энергии электронов 10 кэВ в среде аргона при остаточном давлении 0,02 Па, поглощаемой плотности энергии 10 Дж/см2, длительности импульсов 50 мкс и количестве импульсов 1 сопровождается преобразованием структуры стали преимущественно в температурной области существования α-фазы. В отдельных случаях на поверхности облучения наблюдается α⇒γ⇒α превращение с формированием мартенсита пластинчатой морфологии и областей остаточного аустенита. В слое толщиной ~5 мкм проявляется эффект контактного плавления, имеющий место вдоль межфазной границы раздела частица карбидной фазы (карбид типа M23C6) / матрица и приводящий к формированию областей со структурой ячеистой кристаллизации. Фазовый состав данных областей: ячейки кристаллизации сформированы α-фазой, прослойки, их разделяющие, - карбидом типа Cr7C3 (возможно присутствие частиц исходного карбида типа M23C6). В слое, расположенном на глубине ~20 мкм, фазовый состав стали подобен исходному.The modification of the phase composition of 20X13 steel was monitored by diffraction electron microscopy. The following facts were established. Electron beam processing at an electron energy of 10 keV in an argon medium at a residual pressure of 0.02 Pa, an absorbed energy density of 10 J / cm 2 , a pulse duration of 50 μs and the number of
Электронно-пучковая обработка при энергии электронов 20 кэВ в среде аргона при остаточном давлении 0,025 Па, поглощаемой плотности энергии 20 Дж/см2, длительности импульсов 75 мкс и количестве импульсов 2 приводит к плавлению поверхностного слоя толщиной ~5 мкм. Высокоскоростная кристаллизация данного слоя сопровождается формированием ячеек кристаллизации: объем ячеек представлен α-фазой, прослойки, их разделяющие, - карбидом хрома Cr7C3 (реже, карбидом железа Fe3C). На глубине ~5 мкм наряду со структурой ячеистой кристаллизации присутствуют зерна, содержащие хаотически распределенные наноразмерные частицы карбида Cr3C2. В объеме зерен и субзерен выявляются кристаллы ε-мартенсита. На глубине 20 мкм протекает перезакалка стали с образованием α-мартенсита пакетного типа, размеры кристаллов которого в 3…4 раза меньше размеров кристаллов мартенсита, формирующихся при закалке данной стали в масло. По границам кристаллов мартенсита присутствуют прослойки остаточного аустенита.Electron-beam processing at an electron energy of 20 keV in argon at a residual pressure of 0.025 Pa, an absorbed energy density of 20 J / cm 2 , a pulse duration of 75 μs and the number of
Электронно-пучковая обработка энергии электронов 30 кэВ в среде аргона при остаточном давлении 0,03 Па, поглощаемой плотности энергии 30 Дж/см2, длительности импульсов 100 мкс и количестве импульсов 3 приводит к плавлению поверхностного слоя толщиной ~8-10 мкм. Высокоскоростная кристаллизация данного слоя приводит к формированию ячеистой структуры. Объем ячеек представлен α-фазой, прослойками, разделяющими ячейки, - соединением состава σ-FeCr и карбидом хрома типа M23C6. В малом количестве присутствуют зерна α-фазы, в которых прошла закалка стали с формированием кристаллов мартенсита; по границам кристаллов мартенсита присутствует γ-фаза в виде прослоек или островков. В слое, расположенном на глубине ~20 мкм, формируется многофазная структура, представленная островками γ-фазы (формирование γ-фазы осуществляется в результате обратного α⇒γ превращения), частицами Cr15Fe9, расположенными по границам ячеек, образовавшихся в результате контактного плавления системы карбид типа M23C6 / матрица, и частицами исходной карбидной фазы типа M23C6.Electron-beam processing of electron energy of 30 keV in argon at a residual pressure of 0.03 Pa, absorbed energy density of 30 J / cm 2 , pulse duration of 100 μs and number of
Контроль модификации внутризеренной структуры (субструктуры) стали 20X13 выполняли методами просвечивающей электронной микроскопии. Были установлены следующие факты. Облучение поверхности стали электронным пучком при энергии электронов 10 кэВ в среде аргона при остаточном давлении 0,02 Па, поглощаемой плотности энергии 10 Дж/см2, длительности импульсов 50 мкс и количестве импульсов 1 приводит к протеканию в поверхностном слое толщиной ~5 мкм процесса рекристаллизации, в результате чего средний размер зерен уменьшается более чем в 5 раз и составляет 3,0 мкм. В объеме наиболее крупных зерен наблюдается субзеренная структура. В объеме зерен и субзерен выявляется сетчатая дислокационная субструктура и субструктура дислокационного хаоса, скалярная плотность дислокаций <ρ>~5·1010 см-2. Следовательно, при данном режиме облучения исходная мартенситная структура поверхностного слоя полностью разрушается.The modification of the intragranular structure (substructure) of 20X13 steel was controlled by transmission electron microscopy. The following facts were established. Irradiation of the steel surface with an electron beam at an electron energy of 10 keV in an argon medium at a residual pressure of 0.02 Pa, an absorbed energy density of 10 J / cm 2 , a pulse duration of 50 μs and the number of
В отдельных зернах фиксируется протекание процесса перезакалки стали с формированием мартенсита пластинчатой морфологии и областей остаточного аустенита. В кристаллах мартенсита присутствует сетчатая дислокационная субструктура (<ρ>~10·1010 см-2); в областях остаточного аустенита - структура дислокационного хаоса (<ρ>~1,8·1010 см-2).In individual grains, the process of re-quenching of steel is fixed with the formation of martensite lamellar morphology and areas of residual austenite. In martensite crystals, there is a network dislocation substructure (<ρ> ~ 10 · 10 10 cm -2 ); in the regions of residual austenite, the structure of dislocation chaos (<ρ> ~ 1.8 · 10 10 cm -2 ).
В поверхностном слое толщиной ~5 мкм выявлен эффект контактного плавления, имеющего место вдоль межфазной границы раздела частица карбидной фазы - матрица. Размеры областей на поверхности облучения составляют 500…600 нм, области имеют округлую форму. Области фрагментированы, размеры фрагментов 100…150 нм. По границам фрагментов наблюдаются прослойки второй фазы толщиной 10…15 нм. На глубине ~5 мкм размеры областей увеличиваются до ~1 мкм; размеры фрагментов (ячеек кристаллизация), до 200 нм. Прослойки, разделяющие фрагменты, сформированы частицами карбида типа M23C6 или Cr7C3.In the surface layer with a thickness of ~ 5 μm, the effect of contact melting, which takes place along the interfacial particle – carbide phase – matrix interface, is revealed. The sizes of the regions on the irradiation surface are 500 ... 600 nm, the regions have a rounded shape. The regions are fragmented, the fragment sizes are 100 ... 150 nm. At the boundaries of the fragments, interlayers of the second phase with a thickness of 10 ... 15 nm are observed. At a depth of ~ 5 μm, the sizes of the regions increase to ~ 1 μm; fragment sizes (crystallization cells), up to 200 nm. Interlayers separating the fragments are formed by carbide particles of type M 23 C 6 or Cr 7 C 3 .
На глубине ~20 мкм фиксируется мартенситная структура исходного состояния и присутствуют глобулярные частицы карбидной фазы. Выявляется большое количество изгибных экстинкционных контуров различной толщины и формы. Источниками внутренних напряжений (концентраторами напряжений), приводящих к изгибу-кручению кристаллической решетки стали, являются внутрифазные границы (границы раздела зерен, кристаллов и пакетов мартенсита) и межфазные границы (границы раздела карбид / матрица). Поля напряжений формируются и в частицах карбидной фазы. Релаксация полей напряжений частиц карбидной фазы сопровождается формированием микротрещин вдоль границы раздела карбид / матрица и деформацией прилегающих к частице объемов α-фазы. В последнем случае вокруг частицы формируется фрагментированная субструктура с размерами фрагментов, изменяющимися в пределах 40…60 нм.At a depth of ~ 20 μm, the martensitic structure of the initial state is fixed and globular particles of the carbide phase are present. A large number of bending extinction contours of various thicknesses and shapes are revealed. The sources of internal stresses (stress concentrators) leading to bending-torsion of the steel crystal lattice are the interphase boundaries (interfaces between grains, crystals and martensite packets) and interphase boundaries (carbide / matrix interfaces). Stress fields are also formed in the particles of the carbide phase. The relaxation of the stress fields of the particles of the carbide phase is accompanied by the formation of microcracks along the carbide / matrix interface and the deformation of the volumes of the α phase adjacent to the particle. In the latter case, a fragmented substructure is formed around the particle with fragment sizes varying within 40 ... 60 nm.
Облучение поверхности стали электронным пучком при энергии электронов 20 кэВ в среде аргона с остаточном давлении 0,025 Па, поглощаемой плотности энергии 20 Дж/см2, длительности импульсов 75 мкс и количестве импульсов 2 приводит к плавлению поверхностного слоя, формированию зеренной структуры двух масштабных уровней - крупных зерен (средний размер 43,3 мкм) и мелких зерен (6,2 мкм), расположенных вдоль границ крупных. В слое толщиной ~5 мкм в зернах формируется структура ячеистой кристаллизации (средний размер ячеек 0,25 мкм). В объеме зерен, субзерен и ячеек кристаллизации выявляется субструктура дислокационного хаоса или сетчатая дислокационная субструктура. Скалярная плотность дислокаций в структуре дислокационного хаоса ~2,5·1010 см-2; в сетчатой субструктуре ~7,1·1010 см-2. В объеме зерен и субзерен выявляются пластины ε-мартенсита. Слой, расположенный на глубине ~5 мкм, характеризуется присутствием большого количества изгибных экстинкционных контуров. Источниками кривизны-кручения кристаллической решетки стали являются границы раздела зерен и субзерен, границы кристаллов ε-мартенсита, частицы карбида хрома.Irradiation of the steel surface with an electron beam at an electron energy of 20 keV in an argon medium with a residual pressure of 0.025 Pa, an absorbed energy density of 20 J / cm 2 , a pulse duration of 75 μs and the number of
На глубине ~20 мкм обнаруживается структура, сформировавшаяся в результате частичной перезакалки стали: наряду с зернами, содержащими мартенситную структуру пакетного типа, обнаруживается зеренно-субзеренная структура. Субзерна формируются преимущественно вдоль границ зерен; размеры субзерен изменяются в пределах от 200 нм до 500 нм. В объеме зерен и субзерен выявляется сетчатая дислокационная субструктура, либо дислокации, распределенные хаотически; скалярная плотность дислокаций ~5,4·1010 см-2. Поперечные размеры кристаллов мартенсита изменяются в пределах от 50 нм до 100 нм. Это в 3…4 раза меньше поперечных размеров кристаллов мартенсита, формирующихся при закалке стали 23X13 в масло. В объеме кристаллов мартенсита выявляется сетчатая дислокационная субструктура; скалярная плотность дислокаций ~10·1010 см-2.At a depth of ~ 20 μm, a structure is formed that is formed as a result of partial re-quenching of steel: along with grains containing a martensitic structure of the batch type, a grain-subgrain structure is also found. Subgrains are formed predominantly along grain boundaries; the sizes of subgrains vary from 200 nm to 500 nm. In the volume of grains and subgrains, a net dislocation substructure or dislocations randomly distributed are revealed; the scalar dislocation density is ~ 5.4 · 10 10 cm -2 . The transverse dimensions of martensite crystals vary from 50 nm to 100 nm. This is 3 ... 4 times less than the transverse dimensions of martensite crystals formed during the hardening of 23X13 steel in oil. A network dislocation substructure is revealed in the volume of martensite crystals; the scalar dislocation density is ~ 10 · 10 10 cm -2 .
Облучение поверхности стали электронным пучком при энергии электронов 30 кэВ в среде аргона при остаточном давлении 0,03 Па, поглощаемой плотности энергии 30 Дж/см2, длительности импульсов 100 мкс и количестве импульсов 3 приводит к формированию в слое толщиной ~5 мкм ячеек кристаллизации; размеры ячеек изменяются в пределах от 150 нм до 400 нм. Ячейки кристаллизации разделены прослойками второй фазы (σ-FeCr или M23C6), толщина которых изменяется в пределах 20…40 нм. В объеме ячеек кристаллизации выявляется дислокационная субструктура сетчатого типа. Скалярная плотность дислокаций составляет ~4,5·1010 см-2. По мере удаления от поверхности облучения ячейки кристаллизации исчезают; наблюдается формирование зеренно-субзеренной структуры. В объеме зерен и субзерен выявляется дислокационная субструктура сетчатого типа. Скалярная плотность дислокаций составляет ~7,0·1010 см-2. В объеме зерен и субзерен присутствуют частицы округлой формы размером 20…40 нм. В отдельных зернах наблюдается мартенситная структура пакетного типа. В объеме кристаллов мартенсита выявляется сетчатая дислокационная субструктура; скалярная плотность дислокаций ~10·1010 см-2.Irradiation of the steel surface with an electron beam at an electron energy of 30 keV in an argon atmosphere at a residual pressure of 0.03 Pa, an absorbed energy density of 30 J / cm 2 , a pulse duration of 100 μs and a number of
На расстоянии ~20 мкм от поверхности облучения фиксируется образование субзеренной структуры, очевидно, в результате протекания процесса термического преобразования мартенситной структуры исходного состояния. Размеры субзерен изменяются в пределах от 1 мкм до 2 мкм. В объеме субзерен выявляется дислокационная субструктура сетчатого типа, скалярная плотность дислокаций ~5·1010 см-2. Присутствие в стали частиц карбида M23C6 привело к контактному плавлению с образованием ячеек кристаллизации. Размеры объемов со структурой ячеистой кристаллизации изменяются в пределах от 0,5 мкм до 1,0 мкм; размеры ячеек изменяются в пределах от 80 нм до 200 нм. Ячейки разделены тонкими (20…30 нм) прослойками соединения Cr15Fe9.At a distance of ~ 20 μm from the irradiation surface, the formation of a subgrain structure is recorded, apparently as a result of the process of thermal transformation of the martensitic structure of the initial state. The sizes of subgrains vary from 1 μm to 2 μm. A mesh-type dislocation substructure is detected in the volume of subgrains, the scalar dislocation density is ~ 5 · 10 10 cm -2 . The presence of M 23 C 6 carbide particles in the steel led to contact melting with the formation of crystallization cells. The sizes of volumes with the structure of cellular crystallization vary from 0.5 μm to 1.0 μm; cell sizes vary from 80 nm to 200 nm. The cells are separated by thin (20 ... 30 nm) layers of the compound Cr 15 Fe 9 .
Импульсно-периодическое воздействие на поверхность стали 20X13 сильноточным электронным пучком с энергией электронов 10…30 кэВ в среде аргона при остаточном давлении 0,02…0,03 Па, поглощаемой плотности энергии 10…30 Дж/см2, длительности импульсов 50…100 мкс и количестве импульсов 1…3 приводит к формированию поверхностных слоев с градиентной многофазной структурой. Толщина поверхностного слоя достигает 5…10 мкм. Указанный режим является оптимальным, поскольку при энергии электронов ниже 10 кэВ в среде аргона с остаточном давлением ниже 0,02, поглощаемой плотности энергии ниже 10 Дж/см2, длительности импульсов ниже 50 мкс и количестве импульсов менее 1 не происходит формирование поверхностных слоев на стали 20X13 с градиентной многофазной структурой. При энергии электронов выше 30 кэВ в среде аргона при остаточном давлении выше 0,03, поглощаемой плотности энергии выше 30 Дж/см2, длительности импульсов выше 100 мкс и количестве импульсов более 3 происходит формирование рельефа поверхности и интенсивное испарение стали 20X13.Pulse-periodic action on the surface of steel 20X13 with a high-current electron beam with an electron energy of 10 ... 30 keV in an argon medium at a residual pressure of 0.02 ... 0.03 Pa, an absorbed energy density of 10 ... 30 J / cm 2 , and pulse durations of 50 ... 100 μs and the number of
Исследования показали, что после формирования поверхностных слоев на стали 20X13 заявляемым способом ее усталостная долговечность увеличивается в ~2 раза.Studies have shown that after the formation of surface layers on steel 20X13 by the claimed method, its fatigue life increases by ~ 2 times.
Примеры конкретного осуществления способа:Examples of specific implementation of the method:
Пример 1.Example 1
Электронно-пучковой обработки подвергали лицевую поверхность образца стали 20X13 для испытаний в условиях усталостного нагружения площадью 2 см2. Поверхностный слой с градиентной многофазной структурой формировали путем импульсно-периодического воздействия на поверхность стали сильноточным электронным пучком с энергией электронов 10 кэВ в среде аргона при остаточном давлении 0,02 Па, поглощаемой плотности энергии 10 Дж/см2, длительности импульсов 50 мкс и количестве импульсов 1.The front surface of the steel sample 20X13 was subjected to electron beam processing for testing under conditions of fatigue loading with an area of 2 cm 2 . A surface layer with a gradient multiphase structure was formed by pulse-periodic exposure of the steel to a high-current electron beam with an electron energy of 10 keV in an argon medium at a residual pressure of 0.02 Pa, an absorbed energy density of 10 J / cm 2 , a pulse duration of 50 μs and the number of pulses one.
Получили поверхностный слой с градиентной многофазной структурой. Усталостная долговечность образца увеличилась в 1,4 раза.A surface layer with a gradient multiphase structure was obtained. The fatigue life of the sample increased by 1.4 times.
Пример 2.Example 2
Электронно-пучковой обработки подвергали лицевую поверхность образца стали 20X13 для испытаний в условиях усталостного нагружения площадью 2 см. Поверхностный слой с градиентной многофазной структурой формировали путем импульсно-периодического воздействия на поверхность стали сильноточным электронным пучком с энергией электронов 20 кэВ в среде аргона при остаточном давлении 0,025 Па, поглощаемой плотности энергии 20 Дж/см2, длительности импульсов 75 мкс и количестве импульсов 2.The front surface of a 20X13 steel sample was subjected to electron beam processing for testing under conditions of fatigue loading with an area of 2 cm. A surface layer with a gradient multiphase structure was formed by periodically pulsed exposure of the steel surface to a high-current electron beam with an electron energy of 20 keV in an argon atmosphere at a residual pressure of 0.025 Pa, absorbed energy density of 20 J / cm 2 , pulse duration of 75 μs and the number of
Получили поверхностный слой с градиентной многофазной структурой. Усталостная долговечность образца увеличилась в 1,6 раза.A surface layer with a gradient multiphase structure was obtained. The fatigue life of the sample increased by 1.6 times.
Пример 3.Example 3
Электронно-пучковой обработки подвергали лицевую поверхность образца стали 20X13 для испытаний в условиях усталостного нагружения площадью 2 см2. Поверхностный слой с градиентной многофазной структурой формировали путем импульсно-периодического воздействия на поверхность стали сильноточным электронным пучком с энергией электронов 30 кэВ в среде аргона с остаточном давлении 0,03 Па, поглощаемой плотности энергии 30 Дж/см2, длительности импульсов 100 мкс и количестве импульсов 3.The front surface of the steel sample 20X13 was subjected to electron beam processing for testing under conditions of fatigue loading with an area of 2 cm 2 . A surface layer with a gradient multiphase structure was formed by pulse-periodic exposure of the steel surface to a high-current electron beam with an electron energy of 30 keV in an argon medium with a residual pressure of 0.03 Pa, an absorbed energy density of 30 J / cm 2 , pulse duration of 100 μs and the number of
Получили поверхностный слой с градиентной многофазной структурой. Усталостная долговечность образца увеличилась в 1,8 раза.A surface layer with a gradient multiphase structure was obtained. The fatigue life of the sample increased by 1.8 times.
Источники информацииInformation sources
1. Патент РФ №2470090 на изобретение «Способ нанесения покрытий на основе карбида титана на титановые сплавы» / Романов Д.А., Бащенко Л.П., Будовских Е.А. и др.; заявл. 07.04.2011; опубл. 20.12.2012, Бюл. №35. 7 с.1. RF patent No. 2470090 for the invention "Method of coating based on titanium carbide on titanium alloys" / Romanov D.A., Bashchenko L.P., Budovskikh E.A. and etc.; declared 04/07/2011; publ. 12/20/2012, Bull. Number 35. 7 sec
2. Патент РФ №2457261 на изобретение «Способ электронно-пучкового упрочнения твердосплавного инструмента или изделия» / Овчаренко В.Е., Иванов Ю.Ф., Моховиков А.А. и др.; заявл. 14.06.2011; опубл. 27.07.2012, Бюл. №21. 9 с.2. RF patent No. 2457261 for the invention "Method of electron-beam hardening of a carbide tool or product" / Ovcharenko V.E., Ivanov Yu.F., Mokhovikov A.A. and etc.; declared 06/14/2011; publ. 07/27/2012, Bull. No. 21. 9 sec
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2014130588/02A RU2571245C1 (en) | 2014-07-22 | 2014-07-22 | Surface hardening of 20x13 steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2014130588/02A RU2571245C1 (en) | 2014-07-22 | 2014-07-22 | Surface hardening of 20x13 steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2571245C1 true RU2571245C1 (en) | 2015-12-20 |
Family
ID=54871295
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2014130588/02A RU2571245C1 (en) | 2014-07-22 | 2014-07-22 | Surface hardening of 20x13 steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2571245C1 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2749008C1 (en) * | 2020-08-31 | 2021-06-02 | Публичное Акционерное Общество "Новолипецкий металлургический комбинат" | Method for surface hardening for precipitation hardening steels |
| RU2762446C1 (en) * | 2021-06-04 | 2021-12-21 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Сибирский государственный индустриальный университет", ФГБОУ ВО "СибГИУ" | Method for treatment of silumin ak5m2 surface layer |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2118381C1 (en) * | 1997-04-14 | 1998-08-27 | Институт сильноточной электроники СО РАН | Process hardening hard-alloy tool |
| RU2125615C1 (en) * | 1998-03-24 | 1999-01-27 | Институт сильноточной электроники СО РАН | Method of surface treatment of articles made of structural alloys |
| US7537664B2 (en) * | 2002-11-08 | 2009-05-26 | Howmedica Osteonics Corp. | Laser-produced porous surface |
| RU2457261C1 (en) * | 2011-06-14 | 2012-07-27 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Method for electron beam strengthening of hard-alloy tool or item |
| RU2462516C2 (en) * | 2010-11-13 | 2012-09-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Научно-исследовательский институт электрофизической аппаратуры им. Д.В. Ефремова" | Method of surface treatment of products of heat resisting alloys |
| RU2494154C1 (en) * | 2012-03-12 | 2013-09-27 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Method of processing articles of high-carbon doped alloys |
-
2014
- 2014-07-22 RU RU2014130588/02A patent/RU2571245C1/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2118381C1 (en) * | 1997-04-14 | 1998-08-27 | Институт сильноточной электроники СО РАН | Process hardening hard-alloy tool |
| RU2125615C1 (en) * | 1998-03-24 | 1999-01-27 | Институт сильноточной электроники СО РАН | Method of surface treatment of articles made of structural alloys |
| US7537664B2 (en) * | 2002-11-08 | 2009-05-26 | Howmedica Osteonics Corp. | Laser-produced porous surface |
| RU2462516C2 (en) * | 2010-11-13 | 2012-09-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Научно-исследовательский институт электрофизической аппаратуры им. Д.В. Ефремова" | Method of surface treatment of products of heat resisting alloys |
| RU2457261C1 (en) * | 2011-06-14 | 2012-07-27 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Method for electron beam strengthening of hard-alloy tool or item |
| RU2494154C1 (en) * | 2012-03-12 | 2013-09-27 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Method of processing articles of high-carbon doped alloys |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2749008C1 (en) * | 2020-08-31 | 2021-06-02 | Публичное Акционерное Общество "Новолипецкий металлургический комбинат" | Method for surface hardening for precipitation hardening steels |
| RU2762446C1 (en) * | 2021-06-04 | 2021-12-21 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Сибирский государственный индустриальный университет", ФГБОУ ВО "СибГИУ" | Method for treatment of silumin ak5m2 surface layer |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Mordyuk et al. | Characterization of ultrasonically peened and laser-shock peened surface layers of AISI 321 stainless steel | |
| Chen et al. | Evolution of microstructure and grain refinement mechanism of pure nickel induced by laser shock peening | |
| Ye et al. | Warm laser shock peening driven nanostructures and their effects on fatigue performance in aluminum alloy 6160 | |
| Peyre et al. | Laser shock processing of aluminium alloys. Application to high cycle fatigue behaviour | |
| Munther et al. | Laser shock peening and its effects on microstructure and properties of additively manufactured metal alloys: A review | |
| Lesyk et al. | Influence of combined laser heat treatment and ultrasonic impact treatment on microstructure and corrosion behavior of AISI 1045 steel | |
| Zhao et al. | Effect of shot peening on the fatigue properties of nickel-based superalloy GH4169 at high temperature | |
| Zhang et al. | Gradient microstructure evolution in laser shock peened Ti6Al4V titanium alloy | |
| Qu et al. | Effect of shot peening on microstructure and contact fatigue crack growth mechanism of shaft steel | |
| Zhang et al. | Microstructural evolution, mechanical behaviors and strengthening mechanism of 300 M steel subjected to multi-pass laser shock peening | |
| RU2571245C1 (en) | Surface hardening of 20x13 steel | |
| Mazlan et al. | A comparative review of effect of ultrasonic shot peening on LCF behavior of the alloys | |
| RU2281194C1 (en) | Method of reconditioning of machine parts | |
| US6203633B1 (en) | Laser peening at elevated temperatures | |
| Luo et al. | Effect of laser shock peening on plasma nitriding microstructure and properties of H13 steel | |
| Cao et al. | Correlation between X-Ray diffraction pattern and microstructure of surface of E690 high-strength steel induced by laser-shock processing | |
| Praveenkumar et al. | Laser shock peening: a promising tool for enhancing the aeroengine materials’ surface properties | |
| RU2616740C2 (en) | Method of electron-beam processing products of technical titanium vt1-0 | |
| Cao et al. | Spinodal decomposition in surface nanocrystallization induced by laser-shock processing of E690 high-strength steel: An experimental study | |
| Umapathi et al. | Residual stress distribution and microstructure of a multiple laser-peened near-alpha titanium alloy | |
| Wang et al. | Strengthening effect of laser peening on fatigue performance and life extension of laser cladded IN718 nickel-based alloy parts | |
| Chen et al. | Effect of thermal exposure on microstructure and nano-hardness of broached Inconel 718 | |
| Adu-Gyamfi et al. | Effects of laser shock peening on mechanical properties and surface morphology of AA2024 alloy | |
| Ghera et al. | Improvement of Cavitation Erosion Resistance of a Low Alloyed Steel 16MnCr5 Through Work Hardening | |
| US11885001B2 (en) | Manufacturing method of metal member with residual stress |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20170723 |