исследование взаимодействия ионных пучков с компонентами

ИССЛЕДОВАНИЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ИОННЫХ ПУЧКОВ С КОМПОНЕНТАМИ
КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ И ФОРМИРОВАНИЕ ПОВЕРХНОСТНЫХ
СПЛАВОВ СО СПЕЦИАЛЬНЫМИ СВОЙСТВАМИ
Е.И. КУРБАТОВА, И.Н.ФРИДЛЯНДЕР, Л.С. ГУЗЕЙ
Научный центр "Реабилитация", Москва, Россия
А.И. КСЕНОФОНТОВ
Московский инженерно−физический институт, Россия
Разработка промышленных сплавов осуществляется на базе фундаментальных исследований классического легирования и фазовых диаграмм состояния многокомпонентных систем. Эти исследования
широко проводятся в настоящее время и в первую очередь это относится к наиболее распространенным
конструкционным материалам на основе железа, никеля, кобальта, алюминия и т. д. [15].
Однако в последнее время в связи с развитием многофакторных научных и производственных
проблем и внедрения в производство высоких технологий все более возрастает необходимость в сочетании конструкционными материалами высоких физико-механических характеристик и специальных свойств, в частности коррозионной и радиационной стойкости, износостойкости, магнитных характеристик и других. Такое разнообразное сочетание свойств не всегда может быть достигнуто традиционными методами легирования. Кроме того, это часто требуется преимущественно для рабочей
поверхности конструкций деталей машин и механизмов.
Один из путей решения этих вопросов - это воздействие ионизированных пучков металлов на
поверхность конструкционных металлов. Известно, что воздействие ионных пучков вызывает изменение дислокационной структуры металлов и сплавов, то есть образование вакансий, междоузельных атомов и других дефектов, распыление поверхности, локальную конденсацию и др. Структурные микроповреждения поверхности способствуют изменению свойств металлов и сплавов, которые
в рамках физики твердого тела достаточно изучены. В том числе в случае имплантации примесей
опубликовано несколько монографий [610].
Другая сторона вопроса, а именно картина химического взаимодействия ионных потоков с металлами и сплавами не так широко представлена. Особенно это относится к процессам легирования
и создания поверхностных сплавов со специальными свойствами, которые открывают большие возможности разработки новых материалов и прогнозирования свойств.
Создание поверхностных сплавов со специальными свойствами требует, прежде всего, исследования и выявления общих закономерностей изменения состава и свойств металлов и сплавов под
воздействием ионного пучка того или иного металла, энергии частиц и других характеристик технологического процесса (температура, давление и т. д.).
Понятно, что при таком многообразии параметров эксперимента трудно принимать решения
о полученных результатах. Поэтому мы приняли как постоянную величину основные технологические характеристики, то есть энергия ионов 1,01,5 кэВ, температура разогрева поверхности 500 °С,
давление остаточных газов 5⋅10-6 мм.рт.ст.
Переменными величинами были только состав мишени и бомбардирующих ионов. Исследование проводилось комплексом методов физико-химического анализа, в частности микроструктурным,
локальным рентгеноспектральным, а также использовали ЯГР−спектроскопию, рентгенофазовый
и микродюрометрический анализ и т.д.
В качестве мишени исследовались металлы группы железа (Fe,Ni,Co), а также их бинарные
сплавы, в частности специально выплавленные сплавы железа с углеродом, хромом, молибденом,
Исследование взаимодействия ионных пучков с компонентами конструкционных материалов
вольфрамом, ванадием и кобальтом, то есть элементами, которые являются постоянными легирующими компонентами сталей и сплавов.
В качестве бомбардирующих металлов при формировании бинарных поверхностных сплавов
использовались металлы IVВ группы (титан, цирконий), то есть металлы, которые практически
не используют при легировании сталей, и металлы VIВ группы (молибден), которые применяются
при их легировании.
По данным локального рентгеноспектрального анализа при выбранных условиях эксперимента
формирование поверхностных сплавов происходит с частичной конденсацией бомбардирующего
иона на поверхности. Так, после бомбардировки железа ионами титана ширина зоны поверхностного
сплава достигает 810 мкм, в то время как толщина конденсированного слоя не превышает
0,11 мкм. Такая же картина наблюдается и при и бомбардировке железа молибденом, но ширина
зоны поверхностного сплава сужается до 23 мкм (рис. 1). Мы объяснили такое различие диффузионными характеристиками титана и молибдена, для которого энергия самодиффузии значительно
выше, а, следовательно, и диффузионная подвижность атомов молибдена ниже.
а)
б)
e- 100x100
e- 100x100
KαTi
KαFe
KαTi
KαFe
в)
e- 100x100
KαMo
KαFe
Рис. 1. Распределение титана и молибдена в железе, х1000
а) титан на поверхности железа, б) титан в поверхностных слоях железа, в) молибден в поверхностных слоях железа
Е.И. Курбатова, И.Н.Фридляндер, Л.С. Гузей
Исследование химического состава поверхностных сплавов показало, что они являются соответственно пересыщенными твердыми растворами титана и молибдена в железе. Были идентифицированы также фазы Лавеса TiFe2 и MoFe2 и соединение Fe7Ti6, которое не характерно для равновесных
условий. Таким образом, бинарные поверхностные сплавы, находятся в метастабильном состоянии
и во всех отношениях отличаются от сплавов, полученных металлургическим путем (рис. 2, 3).
Практически, аналогичная картина наблюдается для бинарных поверхностных сплавов систем Ni−Ti
и Co−Ti (рис. 4).
Рис. 2. Влияние отжига на концентрацию титана в твердом рстворе железа.
1  отжиг при 500 °C; 2  отжиг при 700 °C; 3  отжиг при 1000 °C.
Рис. 3. Влияние отжига на концентрацию молибдена в твердом растворе железа.
1  отжиг при 500 °C; 2  отжиг при 700 °C; 3  отжиг при 1000 °C
Исследование взаимодействия ионных пучков с компонентами конструкционных материалов
CoKα
CoKα
NiKα
Рис. 4. Распределение титана в поверхностных сплавах, х1000.
а) на поверхности кобальта, б) в поверхностных слоях кобальта, в) в поверхностных слоях никеля
В ходе проведения исследований, касающихся разработки аспектов создания поверхностных
сплавов, был установлен характер взаимодействия металлических ионизированных потоков не только с основным металлом (железом), но и с легирующими компонентами сталей и сплавов. Для этого
формировали тройные поверхностные сплавы в бинарных сплавах Fe  4 % Cr, Fe  2 % V,
Fe  5% Mo, Fe  6 % W, Fe  1 % C и Fe  5 % Co ионами металлов IVB и VIB групп.
По данным ЛАРС общая картина не изменяется, однако каждый легирующий элемент оказывает
свое влияние на протекание процессов физико-химического взаимодействия при формировании поверхностных сплавов. Такие легирующие элементы сталей, как молибден, ванадий и вольфрам способствуют расширению зоны тройных поверхностных сплавов до 1518 мкм по сравнению с бинарными сплавами железа−титан. Кроме того, эти элементы диффундируют в направлении поверхности и образуют своеобразные кластеры. Этому способствует идентичность кристаллических решеток молибдена и ванадия с титаном и близость атомных радиусов, что обуславливает неограниченную растворимость молибдена и ванадия в титане (рис. 5).
Е.И. Курбатова, И.Н.Фридляндер, Л.С. Гузей
Рис. 5. Распределение элементов в тройных поверхностных сплавах на основе железа, х1000
а) в сплавах системы железо-титан-молибден, б) в сплавах системы железо−титан−хром
Методами рентгенофазового анализа установлено, что после ионной бомбардировки наряду
с первичным фазовым составом мишени (α−Fe) в структуре тройных поверхностных сплавов появляется α−Ti и Лавес−фаза TiFe2 (табл. 1). Эти данные хорошо согласуются с результатами
ЯГР−спектроскопии. Анализ спектров показал, что легированность твердого раствора α−Fe уменьшается, и соответственно уменьшается период его решетки.
Исследование взаимодействия ионных пучков с компонентами конструкционных материалов
Таблица 1.
Сравнительные характеристики мишени и поверхностных сплавов
систем Fe-Meлег−Tiбомбар.
N
Химический
состав мишени,
вес%
1
Свойств мишени
Фазовый
состав
Период
решетки
α−Fe, нм
Fe − 100%
α−Fe
0,2867
2
95%Fe+5%Mo
α−Fe
0,2873
3
94%Fe+6%W
α−Fe
0,2875
4
98%Fe+2%V
α−Fe
0,2871
5
96%Fe+4%Cr
α−Fe
0,2878
6
99%Fe+1%C
α−Fe+Fe3C
0,2874
Свойства тройных поверхностных
сплавов
Фазовый
состав
α−Fe, α−Ti,
Fe2Ti
α−Fe, α−Ti,
Fe2Ti
α−Fe, α−Ti,
Fe2Ti
α−Fe, α−Ti,
Fe2Ti
α−Fe, α−Ti,
Fe2Ti
α−Fe, TiC
Период решетки
α−Fe, нм
Ширина
зоны, мкм
0,2863
910
0,2839
1718
0,2870
1516
0,2862
1315
0,2878
89
0,2870
23
В сплавах системы Fe−Cr−Ti перераспределения компонентов не установлено, легированность
твердого раствора не изменяется. Подобный характер взаимодействия может быть связан с ограниченной взаимной растворяемостью титана и хрома и возможностью образования между ними лишь
интерметаллических соединений.
Особое внимание было уделено исследованию по формированию поверхностных сплавов в системах, содержащих углерод. Углерод является основным компонентом большинства конструкционных материалов, он входит в состав твердых растворов и карбидные фазы  цементит и сложные
специальные карбиды. В процессе бомбардировки титаном углеродистых сталей типа У8 существенно изменяется фазовый состав. Цементит распадается и образуется карбид титана. Углерод мигрирует из твердого раствора α−Fe и период его решетки приближается к значению для чистого железа.
В процессе ионной бомбардировки атомы углерода уходят к более сильному карбидообразователю и образуют зародыши новой фазы. В данном случае взаимодействие компонентов протекает
с образованием наиболее термодинамически стабильной фазы (TiC), коагуляцией цементита и обеднением твердого раствора углеродом. По данным локального рентгеноспектрального анализа установлено, что при этом зона поверхностного сплава системы Fe−Ti−C сужается до 23 мкм по сравнению с 10 мкм для сплавов системы Fe−Ti. Одновременно краевая концентрация углерода возрастает (рис. 6). Таким образом, в поверхностных сплавах, содержащих углерод, происходит образование термодинамически стабильных карбидных фаз типа TiC.
Оценивая результаты взаимодействия ионных пучков с различными металлами и сплавами, следует отметить:
1. Можно изменять их химический состав и создавать поверхностные сплавы с заданными свойствами.
2. Контролировать ширину зоны сплава, комбинируя составы мишени и бомбардирующих ионов.
3. Регулировать образование тех или иных фаз и легированность твердых растворов.
Полученные результаты были нами использованы в двух научных направлениях.
Во−первых  это возможность повысить жаропрочность сплавов железа, рабочие температуры
которых лежат в пределах 200500 °C. То есть увеличить сопротивление поверхности железа деформированию при температурах 500700 °C. Железо в плане классического легирования имеет
весьма ограниченные возможности, так как ни один элемент не образует с ним неограниченные растворы и не обладают заметной растворимостью. Формирование в железе поверхностных сплавов
Е.И. Курбатова, И.Н.Фридляндер, Л.С. Гузей
металлами IVBVIB групп и исследование их микротвердости в интервале температур 500700 °C
показало преимущество сплавов систем железо−молибден и железо-вольфрам (рис. 7), сохраняющих
стабильными форму и размеры упрочняющих Лавес-фаз при повышенных температурах.
Рис. 6. Распределение элементов в поверхностных сплавах системы железо−титан−углерод, х1000
Исследование взаимодействия ионных пучков с компонентами конструкционных материалов
Рис. 7. Влияние отжига на твердость бинарных поверхностных сплавов железа с металлами IVB−VIB групп.
а) время выдержки 15 мин; б) время выдержки 60 мин
Второе направление исследований касалось создания в поверхностных сплавах твердых сплавов
типа ВК-6 карбида титана с целью увеличения их износостойкости. Карбид титана является одной их
самых тугоплавких и термодинамически стабильных фаз, который находится в равновесии со многими фазами и таким образом повышается термодинамическая стабильность системы мишени по
сравнению с исходным состоянием. При этом ионную бомбардировку поверхности пластин ионами
титана проводили таким образом, что образование карбида происходило не только в поверхностном
сплаве, но и в конденсированных слоях на поверхности. В этом случае в начальный момент, когда
Е.И. Курбатова, И.Н.Фридляндер, Л.С. Гузей
конденсируемый титан соприкасается с поверхностью пластин скорость карбидизации максимальна,
и образуются очень тонкие слои карбида титана ≈1 мкм (рис. 8). В дальнейшем скорость потока углерода ослабевает, что связано с затруднением диффузии углерода через образовавшийся слой карбидных фаз. Методом рентгенофазового и локального рентгеноспектрального анализа установлено,
что концентрация углерода уменьшается в направлении свободной поверхности.
Рис. 8. Конденсированный слой карбида титана, сформированный в сплавах ВК−6.
а) светлопольная микрофотография, х30000; б) электронограмма исследованного участка; в) темнопольное изображение
исследованного участка
Исследование взаимодействия ионных пучков с компонентами конструкционных материалов
Таким образом, такие процессы целесообразно проводить до того момента, когда скорость карбидизации выше скорости конденсации, то есть до появления металлической фазы α-Ti.
В настоящее время нами рассматриваются и другие направления применения поверхностных
сплавов со специальными свойствами.
Литература
1. Гудремон З. Специальные стали. ТТ.1.  М.: Металлургия, 1966.
2. Фридляндер И.Н. Промышленные сплавы алюминия.  М.: Металлургия, 1984.  243 с.
3. Ульянин Е.А., Свистунова Т.В. Высоколегированные сплавы на основе железа и никеля. 
М.: Металлургия, 1986  350 с.
4. Гузей Л.С., Курбатова Е.И., Соколовская Е.Н. Физико-химическое исследование твердофазных
процессов в системе никель−титан−углерод // Тезисы доклада на Всесоюзной конференции по
химии твердого тела.  Свердловск-Первоуральск, 1985. Ч. 4.  С.24.
5. Курбатова Е.И. Физико−химическое исследоваание никеля с хромом, титаном и углеродом
в твердых растворах // Дисс. на соискание уч. степени канд. хим. наук.  М.: МГУ, 1976.  119с.
6. Хирвонек Дж.К. Ионная имплантация.  М.: Металлургия, 1985.  320с.
7. Пронявичюс Д., Дудонис Ю. Модификация свойств твердых тел ионными пучками // Вильнюс.:
Изд. Мокслав, 1980.  240с.
8. Риссел Х., Руге Н. Ионная имплантация.  М.: Иностр. лит., 1983.  186с.
9. Диденко А.Н., Лигачев А.Е. Воздействие пучков заряженных частиц на поверхность металлов
и сплавов.  М.: Энергоатомиздат, 1987.  183с.
10. Аброян И.А., Андропов А.И., Титов А.И. Физические основы электронной и ионной металлургии.  М.: Высшая школа, 1987.  317с.