Scientific journal
International Journal of Applied and fundamental research
ISSN 1996-3955
ИФ РИНЦ = 0,593

HIGH-TEMPERATURE THERMOCHEMICAL METHODS FOR OBTAINING SUPERHARD COATINGS ON TOOL ALLOYS

Shmatov A.A. 1
1 Belarusian National Technical University
The scientific and technological features of thermochemical methods of high-temperature treatment of tool alloys to obtain superhard coatings from refractory compounds are discussed in this article. The analysis showed that the most simple, efficient and effective method is the diffusion production of superhard multicomponent carbide coatings by high-temperature (950–1100 °C) heating of tool steels and hard alloys in powder media based on several carbide-forming transition metals, which are synthesized aluminothermically from oxides. The choice of this thermochemical method of multicomponent carbidization is due to the following: (1) multicomponent diffusion saturation of tool alloys can form complex alloyed coatings containing several types of wear-resistant carbides at once; (2) in comparison with other refractory compounds (borides, nitrides, oxides, silicides), carbides have a unique combination of properties: the highest hardness and refractoriness, the ability to maintain hardness at elevated temperatures, chemical and adhesive inertness to processed materials, heat and corrosion resistance; (3) hardness and other operational properties are increased extremely in carbide solid solutions in the presence of low (2–3 %) and large (10–40 %) mutual solubility of carbides of two or more transition metals; (4) a high level of physical and mechanical properties of complex carbide alloys is ensured by a special crystal chemical structure, in which either the metallic Me-Me bond is enhanced due to the stabilization of the d5-configurations of transition metal atoms, or the covalent Me-C bond due to the stabilization of the sp3-configuration of carbon.
high-temperature thermochemical treatment methods
tool alloys
surface strengthening
superhard multicomponent carbide coatings

Поверхностное упрочнение инструментальных материалов осуществляют путем совместного термического и химического воздействия в условиях высоких температур при интенсивном теплопереносе и диффузионном массопереносе химических элементов в матрицу, когда происходят сложные физико-химические процессы, структурные и фазовые превращения. Существуют несколько видов этих термодиффузионных процессов (борирование, титанирование, хромирование, ванадирование и др.), в результате которых формируются сверхтвердые износостойкие покрытия [1–3]. За рубежом вакуумные термохимические процессы, активированные высокоэнергетическими источниками нагрева (плазмой, тлеющим разрядом, электронным лучом), используют для создания многослойных покрытий из разных тугоплавких соединений [3–5]. Недостатками этих процессов являются малая производительность, большая энергоемкость и стоимость.

В отечественной практике широкое применение получил простой метод химико-термической обработки (ХТО) с использованием герметичных контейнеров. Применение алюминотермически синтезированных сред существенно удешевляет процессы ХТО за счет замены дорогостоящих порошков металлов и неметаллов на менее дорогие оксиды [1]. Наибольший интерес представляют процессы получения сверхтвердых многокомпонентных карбидных покрытий путем высокотемпературного (950–1100 °С) нагрева инструментальных углеродсодержащих сталей и твердых сплавов в порошковых средах из нескольких карбидообразующих металлов, поскольку среди тугоплавких соединений карбиды обладают лучшим комплексом свойств, которые значительно повышаются в сложных карбидных системах [1, 6]. В то же время технологически сложно одним процессом ХТО сформировать многокомпонентные покрытия из других, кроме карбидов, тугоплавких соединений.

Интерес к многокомпонентным покрытиям на основе карбидов переходных металлов IV к VII группы (или d-металлов периодической системы элементов (ПСЭ)) не случаен. Карбиды (табл. 1) в сравнении с остальными тугоплавкими соединениями (боридами, нитридами, оксидами, силицидами) обладают уникальным сочетанием свойств: самой высокой твердостью и тугоплавкостью, способностью сохранять твердость при повышенных температурах, химической и адгезионной инертностью к обрабатываемым материалам, жаро- и коррозионной стойкостью и т.д. [7–9]. Уникальность свойств карбидов обусловлена особенностями их кристаллохимического строения.

Таблица 1

Строение и свойства переходных металлов и их тугоплавких соединений [1-А, 4-А]

Металл

СВАСК

d5

rc/rмe

Фаза

Тип

решетки

Период решетки a, нм

Область

гомогенности,

% (мас.)

Теплота образования

missing image file

кДж/моль

Модуль упругости Е, ГПА

Температура плавления

Тmax, °С

Микротвердость Hµ, ГПА

Плотность r, г/см3

Ti

43

0,52

TiC

ГЦК

0,4328

11,0–20,0

183

460

3200

26,0–31,7

4,92

Нf

 

0,49

НfC

ГЦК

0,4635

3,8–6,3

308

359

4040

21,0–29,1

12,67

Zr

 

0,48

ZrC

ГЦК

0,4698

6,6–11,6

198

392

3350

22,0–29,5

6,66

Ta

 

0,53

TaC

ГЦК

0,4456

3,1–3,2

141

515

3400

15,0–18,0

14,4

Ta2C

ГПУ

0,3106

4,6–6,2

71

3800

9,5–17,2

14,9

Nb

 

0,53

NbC

ГЦК

0,4471

8,6–11,5

141

504

3760

21–24,0

7,82

Nb2C

ГПУ

0,3128

5,8–6,1

93

3080

21,0–21,7

7,85

V

63

0,57

VC

ГЦК

0,4182

14,7–17,0

126

430

2800

20,1–24,8

5,48

β-V2C

ГПУ

0,2902

9,9–10,5

48

2200

18,5–21,4

5,75

Cr

73

0,57

Cr3C2

Ромбическая

0,2891

88

380

1895

16,0–21,0

6,74

Cr7C3

Сложн. гексагон.

1,3980

178

380

1780

14,0–21

6,92

Cr23C6

Сложн. ГЦК

1,0638

108

1550

10,0–16,6

6,99

W

 

0,55

WC

Прост. гексагон.

0,2906

38

638

2785

13,0–22,0

15,77

W2C

ГПУ

0,2990

2,5–3,2

30

428

2770

14,5

17,34

Mo

 

0,55

MoC

Прост. гексагон.

0,3010

7,4–8,6

13

230

2530

18,0

8,88

Mo2C

ГПУ

0,3002

5,4–5,9

18

544

2330

14,8–19,0

9,167

Mn

 

0,59

Mn7C3

Сложн. гексагон.

1,3838

21

1340

7,35

Mn3C

Ромбическая

0,4530

15

1520

9,5

7,53

Mn23C6

Сложная ГЦК

1,0586

14

1010

7,53

Fe

 

0,61

Fe 3C

Ромбическая

0,4524

24

1650

8,4

7,69

Другие тугоплавкие соединения

Ti

   

TiN

ГЦК

0,4230

14,9–22,6

337

440

2950

20,5

5,43

TiB2

Сложн. гексагон.

0,3026

31,0–40,4

292

540

2980

33,0–33,7

4,52

TiО2

Тетрагональная

0,4584

38,8–40,09

444

273

2128

6,8–10,7

4,24

TiSi2

Ромбическая

0,82366

179

264

1540

8,9

4,13

Нf

   

НfN

ГЦК

0,453

5,4–7,9

369

500

3310

16,0–16,4

13,84

НfB2

Сложн. гексагон.

0,3141

10,8–10,9

510

3350

29,0–34,0

11,2

НfО2

Тетрагональная

0,5140

13,8–15,2

527

284

3063

9,1

9,68

НfSi2

Ромбическая

0,3677

1750

9,3

8,03

1. Карбиды переходных металлов – это фазы внедрения или близкие по природе фазы, в которых атомы углерода внедрены в пустоты атомно-кристаллической решетки металлов, что создает барьеры для скольжения дислокаций. Радиусы атомов переходных металлов rмe больше, чем у атомов углерода rc; образование карбидов обычно подчиняется правилу Хэгга (rc/rмe < 0,59).

2. Карбиды имеют два типа химической связи: металлическую Ме-Ме и ковалентную Ме-С; от их соотношения зависит уровень физико-механических свойств карбидов. При образовании карбидов происходит конкуренция двух процессов: связь Ме-Ме стремится к стабилизации d5-конфигураций атомов переходного металла, а более прочная связь Ме-С – к созданию наиболее устойчивых sp3-конфигураций атомов углерода, что возможно при наличии дополнительных электронов. Сильными донорами этих электронов являются переходные металлы с недостроенной d-оболочкой [7, 8]. Согласно теории конфигурационной локализации валентных электронов (КЛВЭ), валентные d-электроны металла разделяются на локализованные у «остовов» атомов и нелокализованные. Степень их локализации определяется статическим весом атомов со стабильными d5-конфигурациями – СВАСК d5. Увеличение СВАСК d5 от металлов IVА к VIIА группе 4-го периода ПСЭ (табл. 1) обусловлено падением донорской способности атомов металла, что снижает долю направленной ковалентной связи и уменьшает уровень потенциальных барьеров Пайерлса–Набарро, препятствующих движению дислокаций [8]. В результате при переходе от карбидов металлов группы IVA к группе VIIA ПСЭ снижаются такие структурно зависимые свойства, как твердость, температура плавления (табл. 1), и происходит изменение простых кристаллических структур на более сложные [8–10]. Карбиды переходных металлов образуют в основном два типа кристаллических структур: кубическую (монокарбиды MeC IVA-VIA групп ПСЭ, Cr23C6) и гексaгональную (полукарбиды Me2C VA-VIA групп ПСЭ, WC, γ-MoC). Некоторые карбиды кристаллизуются с образованием ромбической (Cr3C2, Mn3C, β-Mo2C, α-W2C) и тригональной (Mn7C3, Cr7C3) решеток [7, 8]. Карбиды с простыми структурами имеют меньше плоскостей для скольжения дислокаций, а значит, сильнее упрочняются силами трения решетки [10–12].

3. Чрезвычайно высокими свойствами обладают твердые растворы двух и более карбидов переходных металлов при наличии их взаимной растворимости или их изоморфной смесимости [8, 13, 14]. По определению В.С. Урусова, «…изоморфизм – это свойство атомов различных химических элементов замещать друг друга в кристаллических структурах при условии близости размеров и характера химической связи составляющих кристалл единиц (атомов, ионов, молекул)» [8, 13]. Согласно классификации, предложенной Х.Дж. Гольдшмидтом, двойные системы карбидов Ti, V, Nb, Cr, Mo, Mn, Fe можно систематизировать по взаимной растворимости (табл. 2); определяющим условием изоморфного замещения атомов карбидов считается размерный фактор, который подчиняется «правилу 15 %» Юм-Розери. Существуют исключения: возможен несовершенный изоморфизм при соотношении радиусов атомов 20–25 %, иногда невозможно замещение атомов даже при строгом соблюдении «правила 15 %» [8, 9, 13].

Таблица 2

Классификация систем карбидов по взаимной растворимости

Системы с полной

растворимостью

Системы с ограниченной

растворимостью

Системы с отсутствием

растворимости

TiC-VC

ТiC-NbC

VC-NbC

VC-MoC (кубич.)

Cr23C6-Mn23C6

Cr7C3-Mn7C3

TiC-Cr3C2

TiC-MoC(Mo2C)

VC-Cr3C2(Cr23C6)

VC-MoC(некубич.)

NbC-Cr3C2(Cr23C6)

VC-MnaCb; VC-Fe3C

Cr3C2-MnaCb; CraCb-Fe3C

TiC-MnaCb

TiC-Fe3C

MoC(Mo2C)-MnaCb

MoC(Mo2C)-Fe3C

NbC-Fe3C

NbC-MnaCb

Отношение атомных радиусов металлов

RMe1/RMe2 = 1,0 ± 0,1

RMe1/RMe2 = 1,0 ± 0,15

RMe1/RMe2 = 1,0 ± 0,30

Растворимость в сложных карбидных системах можно оценивать энергией упругой деформации, возникающей в карбиде при замещении в нем атомов металла одного вида на другой [15]; энергия достигает максимума при соотношении компонентов, близком к эквимолярному (ZrC-VC, HfC-VC). Основные условия образования непрерывных твердых растворов замещения – это одинаковые типы химической связи и кристаллической решетки с близкими параметрами, небольшое различие атомных радиусов, одинаковый стехиометрический состав [9, 13], а также одинаковый тип координации и близкие значения СВАСК-d5 металлических компонентов [8]. Согласно теории КЛВЭ, способность карбидов металлов IVА группы неограниченно растворять многие карбиды металлов VА–VIА групп ПСЭ объясняется значительным «резервом» донорской способности металлов IV группы. Поскольку донорская способность металлов уменьшается от IVА к VIIА группе ПСЭ, карбиды металлов VА группы могут растворять меньше карбидов, чем карбиды металлов IVА группы ПСЭ. Растворимость же карбидов металлов IVА и VА групп в карбидах металлов VIА и VIIА групп ПСЭ отсутствует или очень низкая из-за стабилизации sp3-конфигураций углерода.

Экстремальный характер изменения физико-механических свойств различных видов твердых растворов, установленный Н.С. Курнаковым [8, 14], применим и к карбидным системам. Сложнолегированные карбидные сплавы по сравнению с простыми карбидами имеют значительно более высокую микротвердость (табл. 3) [8, 9, 13]. В этих карбидных твердых растворах отмечены два максимума значений микротвердости: при малом (2–3 %) и большом (10–40 %) содержании легирующих карбидов.

Таблица 3

Микротвердость карбидных сплавов

Карбидные

системы

Максимум

микротвердости, МПа

Содержание карбидов

в точке максимума, % (мол.)

TiC-VC

35000

25 VC

TiC-TaC

30000

25 TaC

TiC-ZrC

31000

25 ZrC

VC-TaC

39000

25 TaC

VC-NbC

25000

40 NbC

ZrC-TaC

29000

25 TaC

NbC-ZrC

29000

10 NbC

NbC-TaC

23000

25 TaC

TiC-WC

33000

40 WC

TiC-Cr3C2

37000

30 Cr3C2

TiC-MoC1-x

22000

10 TiC

ZrC-MoC1-x

22000

10 ZrC

TiC-VC

37000

2 VC

TiC-NbC

38000

2 NbC

TiC-TaC

37000

2 TaC

TiC-Cr7C3

32000

2 Cr7C3

TaC-Cr7C3

24000

3 Cr7C3

TiC-WC-Cr3C2

43000

10 WC, 10 Cr3C2

ZrC-NbC-MoC1-x

26000

20 MoC1-x, 30 ZrC

Повышение физико-механических свойств при легировании карбидов объясняют упругим искажением кристаллической решетки карбида-растворителя [8, 9]; эффект упрочнения тем больше, чем больше размерное несоответствие атомных радиусов металлов (растворенного и растворителя) в кристаллических решетках карбидов. С позиции электронной концентрации [8] экстремальные свойства сложных карбидов рассматриваются как усиление взаимодействия связи Ме-С в общей энергии химической связи карбидного сплава. В частности, легирование карбида МеIVС металлом MeV изменяет концентрацию валентных электронов в сторону максимальной (с 8 до 8,4). С точки зрения теории КЛВЭ, при наличии растворимости карбидов возможно усиление связи Ме-Ме или Ме-С. Этим объясняется наличие в некоторых системах (TiC-VC, NbC-VC, TiC-Cr7C3) двух максимумов свойств [8, 9, 13]. Введение малых добавок VC, NbC, Cr7C3 (2–3 молярных %) способно дополнительно стабилизировать sp3-конфигурации углерода. Второй пик свойств связан с упрочнением металлической подрешетки при содержании второго компонента системы в количестве от 10 до 40 мол. %.

Приведенные выше материалы свидетельствуют о целесообразности разработки сверхтвердых защитных покрытий на основе многокомпонентных сложнолегированных карбидных систем, а сам метод ХТО в многокомпонентной диффузионной карбидизации инструментальных сплавов имеет большие перспективы благодаря простоте, экономичности и быстрой внедряемости в производство. Данная технология предназначена для получения сверхтвердых комплексных карбидных покрытий, чтобы повысить сопротивление абразивному, окислительному и диффузионному изнашиванию режущих и штамповых металлообрабатывающих инструментов из сталей и твердых сплавов [6, 9, 13].

В научном плане вопросам исследования микроструктуры, фазового состава и свойств многокомпонентных карбидных слоев на инструментальных сталях и твердых сплавах посвящен ряд работ [16–18]. Однако структурные аспекты и механизмы формирования многокомпонентных (или комплексных) диффузионных карбидных покрытий в зависимости от состава насыщающей среды и условий обработки, вопросы композиционного структурообразования и характер упрочнения инструментальных сплавов при высокотемпературном термохимическом воздействии, а также системный подход при разработке новых процессов упрочнения инструментов путем их многокомпонентной диффузионной карбидизации остаются пока малоизученными.

Заключение

Среди известных термохимических методов поверхностного упрочнения инструментов наиболее простым, технологичным и эффективным является способ получения сверхтвердых многокомпонентных карбидных покрытий путем высокотемпературного (при 950–1100 °С) диффузионного насыщения инструментальных сплавов несколькими карбидообразующими металлами в порошковых средах. Сверхвысокое повышение физико-механических свойств этих диффузионных покрытий обусловлено образованием в них сложнолегированных карбидных сплавов при наличии малой (2–3 %) и большой (10–40 %) взаимной растворимости карбидов двух и более переходных металлов. Предлагаемые процессы многокомпонентной диффузионной карбидизации инструментальных сталей и твердых сплавов применяются для режущих и штамповых металлообрабатывающих инструментов, чтобы повысить их сопротивление абразивному, окислительному и диффузионному изнашиванию.