Все время что-то читаю... Прочитанное хочется где-то фиксировать, делиться впечатлениями, ассоциациями, искать общее и разное. Я читаю фантастику, триллеры и просто хорошие книги. И оставляю на них отзывы...
Не знаете что почитать? Какие книги интересны? Попробуйте найти ответы здесь, в "Читалке"!

Ловшенко григорий федорович биография


В Белорусской академии авиации «пропал» ректор

7 Григорий Ловшенко Фото с сайта Белорусской государственной академии авиации

Григорий Ловшенко был ректором авиационной академии около трех лет.

В белорусском авиационном сообществе не первый месяц ходят слухи о «пропаже» ректора Белорусской академии авиации Григория Ловшенко. Об этом tut.by несколько раз сообщали читатели, на днях такое же сообщение появилось в одном из телеграм-каналов.

В Белорусской государственной академии авиации несколько месяцев нет ректора. В конце августа в учебном заведении журналистам не объясняли причины отсутствия руководителя, советовали дождаться начала учебного года.

По информации близких Григория Ловшенко, ректора действительно нет на рабочем месте. Им известно, что в середине мая он уезжал в США — на лечение. Григорий предупредил, что несколько месяцев может не выходить на связь.

В Министерстве транспорта и коммуникаций на запрос журналистом ответили, что Григорий Ловшенко освобожден от должности ректора Белорусской академии авиации 29 июня 2018 года. Сейчас согласовываются документы о назначении нового ректора.

Григорий Ловшенко был ректором авиационной академии около трех лет, Александр Лукашенко назначил его на эту должность 27 августа 2015 года.

Есть что добавить? Напишите нам

charter97.link

ВЛИЯНИЕ ТЕРМОДИНАМИЧЕСКОГО ФАКТОРА НА ФАЗОВО-СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ, ПРОТЕКАЮЩИЕ ПРИ МЕХАНИЧЕСКОМ ЛЕГИРОВАНИИ КОМПОЗИЦИЙ СИСТЕМ «ОСНОВНОЙ МЕТАЛЛ ЛЕГИРУЮЩИЙ ОКСИД ЛЕГИРУЮЩИЙ МЕТАЛЛ С ВЫСОКИМ СРОДСТВОМ К КИСЛОРОДУ»

1. Шеламов В. А. Физико-химические основы получения полуфабрикатов из спеченных алюминиевых порошков / В. А. Шеламов, А. И. Литвинцев. М.: Металлургия, 1970. 278 с.

2. Алюминиевые сплавы. Промышленные деформируемые, спеченные и литейные алюминиевые сплавы: Справ. руковод. М.: Металлургия, 1972. 552 с.

3. Алюминий: свойства и физическое материаловедение: Справ. / Под ред. Дж. Е. Хэтча. М.: Металлургия, 1989. 422 с.

4. Добаткин В. И. Гранулируемые алюминиевые сплавы / В. И. Добаткин, В. И. Елагин. М.: Металлургия, 1982. 176 с.

5. Термодинамические свойства неорганических веществ: Справ. / У. Д. Верятин [и др.]. М.: Атомиздат, 1965. 460 с.

6. Ловшенко Г. Ф. Наноструктурные механически легированные материалы на основе металлов / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко, Б. Б. Хина; под ред. Ф. Г. Ловшенко. Могилев: Белорус.-Рос. ун-т, 2008. 679 с.

7. Ловшенко Ф. Г. Композиционные наноструктурные механически легированные порошки для газотермических покрытий / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. Могилев: Белорус.-Рос. ун-т, 2012. 216 с.

8. Ловшенко Ф. Г. Закономерности формирования фазового состава, структуры и свойств при механическом легировании двойных алюминиевых композиций / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко // Наука и техника. 2015. № 1. С. 3–13.

9. Ловшенко Г. Ф. Закономерности и механизм формирования структуры основы механически легированных композиций на базе металлических систем / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко // Литье и металлургия. 2014. № 4. С. 88–98.

10. Витязь П. А. Механически легированные сплавы на основе алюминия и меди / П. А. Витязь, Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. Минск: Беларуская навука, 1998. 351 с.

11. Смитлз К. Д ж. Металлы: Справ. изд. / К. Дж. Смитлз. М.: Металлургия, 1980. 447 с.

12. Двойные и многокомпонентные системы на основе меди: Справ. / М. Е. Дриц [и др.]. М.: Наука, 1979. 248 с.

13. Ловшенко Ф. Г. Наноструктурные механически легированные материалы на основе никеля / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. Минск: БНТУ, 2012. 297 с.

14. Ловшенко Ф. Г. Влияние механического легирования на фазовый состав и теплосодержание термореагирующих порошковых композиций на основе железа и никеля / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко, А. С. Федосенко // Литье и металлургия. 2014. № 4. С. 99–108.

15. Ловшенко Ф. Г. Анализ фазовых и структурных превращений при механическом легировании систем на основе меди / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко // Вестн. Белорус.-Рос. ун-та. 2014. № 4. С. 30–41

16. Ловшенко Ф. Г. Закономерности формирования структуры и фазового состава двухкомпонентных механически легированных композиций на основе железа / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко // Литье и металлургия. 2015. № 1. С. 113–122.

17. Ловшенко о Ф. Г. Анализ превращений при механическом легировании многокомпонентных систем на основе железа / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. Вестн. Белорус.-Рос. ун-та. 2015. № 2. С. 34–43.

Page 2

Контент доступен под лицензией Creative Commons Attribution 4.0 License. ISSN 1683-6065 (Print)ISSN 2414-0406 (Online)

lim.bntu.by

Закономерности формирования фазового состава и структуры плазменных покрытий из механически легированных композиционных порошков

УДК 669.017

Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко, А. С. Федосенко

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ФАЗОВОГО СОСТАВА И СТРУКТУРЫ ПЛАЗМЕННЫХ ПОКРЫТИЙ ИЗ МЕХАНИЧЕСКИ ЛЕГИРОВАННЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ ПОРОШКОВ

UDC 669.017

F. G. Lovshenko, G. F. Lovshenko, A. S. Fedosenko

REGULARITIES OF FORMATION OF PHASE COMPOSITION AND STRUCTURE OF PLASMA COATINGS FROM MECHANICALLY ALLOYED COMPOSITE POWDERS

Аннотация

Приведены результаты исследований, направленных на установление закономерностей формирования фазового состава и структуры плазменных покрытий из механически легированных композиционных порошковых материалов, полученных по технологии реакционного механического легирования, позволившие установить, что формируемые покрытия отличаются высоким качеством, имеют низкую пористость, равномерное распределение элементов, обладают субмикро- / микрокристаллическим типом структуры, стабилизированной дисперсными включениями упрочняющих фаз и наследуемой от напыляемых порошковых материалов.

Ключевые слова:

механическое легирование, порошки, газотермическое напыление, плазменные покрытия, фазовый состав, структура, пористость, размер зерна, упрочняющая фаза.

Abstract

The paper presents the results of the research aimed at establishing the regularities of formation of phase composition and structure of plasma coatings from mechanically alloyed composite powder materials obtained by using the technology of reactive mechanical alloying. The research revealed that the formed coatings are characterized by high quality and they possess low porosity, uniform distribution of elements, a submicro- / mi-crocrystalline type of structure which is stabilized by dispersed inclusions of strengthening phases and is inherited from the sprayed powder materials.

Key words:

mechanical alloying, powders, gas-thermal coating, plasma coating, phase composition, structure, porosity, grain size, strengthening phase.

Введение

Газотермическое напыление является широко известным способом нанесения покрытий различного назначения и заключается в нагреве и переносе расплавленных и/или пластифицированных частиц материала высокотемпературным газовым потоком с последующим осаждением их на подложку и формированием слоя заданной толщины.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Наиболее распространены такие его разновидности, как газопламенное [2-4], детонационное [1-5, 7], плазменное [1-6] напыления, среди которых последнее наиболее перспективно. Отличительной его особенностью является возможность напыления любых металлов, сплавов и химических соединений, не разлагающихся в высокотемпературной струе, и получения при этом покрытий высокого

© Ловшенко Ф. Г., Ловшенко Г. Ф., Федосенко А. С., 2016

качества.

Структура газотермических покрытий, а также их свойства (твердость, прочность, жаропрочность, износостойкость и т. д.) зависят, в первую очередь, от химического состава наносимого материала и его вида.

Среди существующих видов используемых материалов, включающих проволоки, прутки, шнуры и порошки, последние получили наибольшее распространение. Это объясняется универсальностью их применения и практически не ограниченным композиционным составом, что позволяет управлять структурой и свойствами формируемых покрытий в широких пределах.

Повышение физико-механических и эксплуатационных свойств покрытий из порошковых материалов возможно либо посредством увеличения их качества, что достигается снижением пористости и однородности химического состава, либо совершенствованием свойств материалов, что обеспечивается легированием (включая получение самофлюсующихся порошков), созданием композиционных материалов (в том числе металлокерамических), использованием наноразмерных компонентов.

Перспективным способом производства порошков для напыления является технология реакционного механического легирования (РМЛ), которая позволяет создавать материалы, практически не ограниченные по своему химическому составу, отличается достаточно высокой производительностью, а также точностью химического состава получаемого продукта. Формируемые в результате РМЛ композиционные частицы гомогенны по химическому составу и имеют субмикрокристаллический тип структуры основы, как правило, стабилизированной ноноразмерны-ми включениями термодинамически стабильных упрочняющих фаз [8, 9] и наследуемой компактными материалами, что приводит к существенному повышению физико-механических и экс-

плуатационных свойств изделий.

Цель работы - установление закономерностей формирования структуры и фазового состава плазменных покрытий из порошковых материалов, полученных с применением технологии реакционного механического легирования.

Методики проведения экспериментов.

Исходные материалы, применяемые для получения порошков, а также основные режимы механосинтеза представлены в [10].

Металлографический анализ проводился при помощи оптического металлографического комплекса МКИ-2М (Беларусь), а также сканирующего электронного микроскопа Tescan VEGA II SBH (Чехия). Элементарный состав исследовался под микроскопом Tescan VEGA II SBH (Чехия) с системой энергодисперсионного микроанализа INCA ENERGY 350/XT с безазотным детектором X-Act ADD OXFORD Instruments NanoAnalysis (Великобритания) при линейном непрерывном и шаговом сканировании, а также сканировании по площади.

Исследование элементного состава проводилось при помощи сканирующих электронных микроскопов CamScan-4 (США), Tescan MIRA LMH и Tescan VEGA II SBH (Чехия) с системой энергодисперсионного микроанализа INCA ENERGY 350/XT с безазотным детектором X-Act ADD (OXFORD Instru-mentsNanoAnalysis, Великобритания) при линейном непрерывном и шаговом сканировании, а также сканировании по площади.

Рентгеноструктурный анализ проводился при помощи дифрактометра ДРОН-3М с использованием CoKa-излу-чения в режиме сканирования с шагом 0,1°. Для получения информации по структурным характеристикам исследуемых покрытий рентгеновская съемка выполнялась в широком интервале углов рассеяния 20 (26.. .125°). Продолжи-

тельность набора импульсов в точке составляла 25 с. Вторичная монохромати-зация осуществлялась пиролитическим графитом.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Термическая обработка порошковых материалов производилась в лабораторной печи SNOL 30/1100, оснащенной PID - регулирующим блоком контроля температуры OMRON E5CN. Для предотвращения окисления поверхности частиц навески порошков запечатывались в металлические пакеты из

отожженной стали Ст 3, предварительно заполненные аргоном. Пакеты улаживались в тигель с крышкой, через отверстие в которой подавался защитный газ аргон.

Основныерезультаты исследований

Компонентный состав базовых смесей для механически легированных композиционных порошков, их аналоги и назначение представлены в табл. 1.

Табл. 1. Компонентный состав базовых смесей для механически легированных композиционных порошков, их аналоги и назначение

Химический состав Аналог Назначение

Fe-13 % Cr-0,4 % C Fe-18 % Cr-10 % Ni-0,12 % C 40Х13 12Х18Н10 Увеличение твердости и износостойкости

Fe-30 % Al FeAl Твердые, износостойкие покрытия с высокой коррозионной стойкостью

Ni-10 % Al Ni-15 % Al ПН90Ю10 ПН85Ю15 Увеличение твердости и прочности сцепления

AI2O3+I3 % TiO2 Metco 130 Увеличение вязкости и износостойкости

Покрытия из порошков на основе металлов.

Исследуемые порошки получены из композиций, содержащих компоненты, обеспечивающие протекание окислительно-восстановительных превращений (группа 1), и без них (группа 2). В первую группу вошли композиции, в состав которых дополнительно вводили оксиды с относительно низкой термодинамической стабильностью (использовали Бе20з, №2Оз, МоОз), способные достаточно эффективно восстанавливаться более активными металлами (в рассматриваемом случае алюминием). Содержание последних в исходной шихте составляло: Бе20з - 1,57... 14,13 %; №2Оз - 3,26.9,78 %; МоОз -1,41.12,69 %. Группа 2 включает порошки, не содержащие в своем составе вышеперечисленные оксиды.

Установлено, что покрытия из порошков первой группы отличаются высокой плотностью и однородностью (рис. 1).

Продолжительность механосинте-за в интервале 6.12 ч не оказывает на общую структуру покрытия заметного влияния. В то же время с увеличением длительности обработки происходит изменение типа ее основы. После 6 ч она является микрокристаллической, а при 12 ч - субмикрокристаллической. Растет количество механически синтезированных нанокристаллических упрочняющих фаз в виде оксидов, карбидов, интерметаллидов [11]. Формирование более мелкозернистой структуры, а также более полная степень взаимодействия между исходными компонентами сопровождаются увеличением твердости слоев (рис. 2).

Рис. 1. Структура плазменных покрытий из порошков, прошедших обработку в механореакторе:

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

а - N1-10 % А1; б - 12Х18Н10

300 ---

6 8 10 Ч 12

X -►

Рис. 2. Влияние времени обработки шихты в механореакторе на твердость плазменных покрытий из нетермообработанных порошковых материалов

Введение в состав исходной шихты ранее упомянутых оксидов вносит некоторые изменения в структуру покрытий. Влияние для всех композиций одинаково по своему характеру и заключается в появлении в слое незначительного количества пор размером менее 1 мкм, число которых, с увеличением содержания соединения в шихте, возрастает.

Для покрытий, полученных напылением порошков, обладающих значительным экзотермическим эффектом (системы Fe-Al и Ni-Al с содержанием дополнительно вводимых оксидов Fe2Ü3, NÍ2O3 более 3,2 %), общей закономерностью является увеличение неоднородности структуры, выражающей-

ся в повышенном содержании окисленных компонентов, а также наличии отдельных пор микрометрического размера. Это объясняется перегревом частиц в высокотемпературной струе, обусловленным выделением избыточной тепловой энергии, а также тем, что синтезируемые порошки находятся в высокоактивированном состоянии [10]. Оба фактора способствуют тому, что разогретые частицы интенсивно взаимодействуют с кислородом, прежде всего, находящимся в атмосфере высокотемпературного потока. Образующиеся оксиды, имея более высокую температуру плавления, чем основа, кристаллизуются в первую очередь, создавая произвольную пространственную форму и ухудшая про-

цесс растекания капли по подложке. В ходе исследований было установлено, что устранение данного явления в большинстве случаев достигается оптимизацией условий напыления.

Увеличение количества вводимого

в исходную шихту оксида приводит к повышению твердости покрытий, при этом вид вводимого соединения не оказывает на изменение твердости заметного влияния (рис. 3).

Рис. 3. Изменение твердости плазменных покрытий из механически легированных порошковых материалов в зависимости от количества вводимого оксида. Время обработки 8 ч

Влияние термической обработки порошков на структуру формируемых покрытий

Нагрев механически легированных порошков, находящихся в неравновесном состоянии, активизирует взаимодействие между компонентами, приближая фазовый состав к равновесному. Процесс активно протекает, прежде всего, в системах с окислительно-восстановительными превращениями. В результате отжига термореагирующие порошки превращаются в термонейтральные.

На структуру газотермических покрытий из порошковых материалов систем Ее-№-Сг-С и Ее-Сг-С, состав которых соответствует материалам первой группы, термическая обработка не оказывает существенного влияния - сформированные слои отличаются высокой плотностью и однородностью. Для них отсутствует какая-либо зависимость между режимами нагрева порошков и структурой формируемых покрытий.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

На покрытия из порошков системы Fe-Ni-Cr-C, состав которых относится к композициям второй группы, термическая обработка оказывает заметное положительное влияние. Формируемые слои отличаются более высокой плотностью и однородностью (рис. 4).

Отжиг порошковых материалов из шихты на основе системы Fe-Al вызывает увеличение пористости покрытий, получаемых из них. Это объясняется тем, что синтезируемые композиции после отжига имеют достаточно высокую твердость и температуру плавления (для FeAl 1000 К) при относительно невысокой плотности материала (5,6 г/см3). Последнее приводит к тому, что напыляемые частицы отличаются низкой, по сравнению с другими композициями, инерционной способностью в высокотемпературной струе. Они быстро разгоняются, уменьшая время пребывания в высокотемпературной области, и не успевают получить необходимое количество энергии, обеспечивающее доста-

точную степень их расплавления. В свою очередь, высокая твердость частиц приводит к повышению минимального значения температуры разогрева, при которой материал переходит

в достаточно пластичное состояние, необходимое для деформации и растекания по подложке, способствующих формированию плотного покрытия.

б)

... г-Ш у**- ~ ^

Рис. 4. Структура плазменного покрытия 12Х18Н10 - 6,28 % Ре203: а - без термической обработки ]

рошкового материала; б - после отжига при температуре 943 К в течение 2 ч

Как показали экспериментальные исследования, данное явление может быть устранено за счет увеличения мощности высокотемпературной струи, а также подбора оптимального размера частиц.

Термическая обработка порошковых композиций на основе оксидной керамики на структуру и свойства покрытий принципиального влияния не оказывает.

Покрытия из порошков, полученных по оптимальным режимам механо-синтеза, с учетом термической обработки, имеют классическую структуру, характерную для газотермических способов напыления металлических материалов. Они отличаются высокой плотностью и однородностью, наличием отдельных пор, размер которых не превышает нескольких микрометров. Слои сформированы из наложенных друг на друга пластин, образовавшихся в результате растекания расплавленных ча-

стиц напыляемого металла по поверхности. Их размер составляет несколько десятков микрометров в длину и не превышает 15 мкм в толщину (рис. 5).

Покрытия на основе металлов содержат тонкие прослойки оксидов основных компонентов, что свойственно для газотермического напыления. Данные включения, как правило, расположены по периферии частиц, из которых формируется слой. Для композиций на основе системы никель - алюминий окисные прослойки обогащены оксидом алюминия, при этом увеличение содержания А1 в композиции сопровождается ростом количества оксида в слое.

Результаты сканирующей электронной микроскопии и микрорентгено-спектрального анализа, представленные на рис. 6, показывают, что сформированное покрытие характеризуется дисперсным и равномерным распределением всех входящих в состав химических элементов.

Рис. 5. Микроструктура плазменного покрытия из порошкового материала Бе-0,4 % С-13 % Сг:

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

а - нетравленый; б - травленый

Рис. 6. Распределение элементов в плазменном покрытии, полученном напылением порошкового материала N1-15 % А1 (МРСА): а - электронное изображение; б - N1; в - А1; г - О

Покрытия из порошков на основе керамики.

Покрытия из стандартных порошков на основе системы АЬОз + ТЮ2 отличаются высокой твердостью и изно-

состойкостью, однако имеют высокую хрупкость и низкую стойкость против механических и тепловых ударов. Это приводит к разрушению покрытия, заключающемуся в образовании в нем

трещин, отслоении его от подложки или расслоении. Одним из способов решения данной проблемы является легирование основы более пластичными, по сравнению с ней, компонентами, в первую очередь, металлами, в качестве которых целесообразно использовать никель либо никель и алюминий. Введение металлической составляющей позволяет увеличить вязкость покрытий, а также их износостойкость. Добавляемый в шихту металл в процессе механического легирования равномерно

распределяется по объему порошкового материала и образует в напыляемом покрытии тонкие прослойки толщиной 200...300 нм (рис. 7). Это способствует уменьшению внутренних напряжений, которые часто приводят к образованию трещин в покрытии в процессе напыления, а также дальнейшей эксплуатации. Помимо этого, металлические включения, оказывая армирующее действие на керамическую основу, обеспечивают более качественное ее удержание в слое.

Присутствие в составе композиций металлических компонентов практически полностью устраняет наличие макротрещин в формируемых покрытиях, напыленных при нормальных условиях. Однако перегрев приводит к появлению отдельных поперечных трещин, что, вероятнее всего, связано со значительным отличием в коэффициентах линейного расширения металлической подложки и покрытия. На микроуровне сетка трещин в слоях из металлизированных композиций практически отсутствует (см. рис. 7).

Испытания на изгиб показали, что покрытия из металлизированных ком-

позиций лучше удерживаются на подложке. Слои из стандартного материала, нанесенного на пластину толщиной 200...300 мкм, при изгибе разрушаются на две части с отслоением от подложки в месте излома. Покрытие того же состава, но после обработки в механоре-акторе, растрескивается в месте изгиба с образованием нескольких мелких поперечных трещин, при этом отслоения, как правило, не наблюдается. Введение металлической составляющей не устраняет образования трещин при деформации образца, однако их появление происходит при большем значении угла.

Рентгеноструктурный анализ фазового состава и структуры газотермических покрытий из механически легированных порошков

Фазовый состав и структура покрытий из стальных порошков.

Покрытие из порошка Ее-9 % Сг-

1% С. Анализ дифрактометрических данных покрытия, приведенных на рис. 8, показывает, что регистрируемые дифракционные отражения относятся к

1отн

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

1

6000 -5000 .

4000 ,.

3000

2000

1000

0

Наряду с межплоскостными расстояниями, принадлежащими отмеченным оксидам железа, на дифрактограм-ме регистрируются отражения с d/n 0,2031; 0,1436; 0,1173 нм, последовательность расположения которых характерна для ОЦК-системы.

Известно [12], что межплоскостное расстояние дифракционной линии (110) a-железа составляет 0,201 нм, хрома - 0,2052 нм, близкое к этим d/n, экспериментально регистрируемое, соответствует промежуточному значению, равному 0,2031 нм, что указывает на присутствие в покрытии a-Fe (мартенсит) и Сг. Анализ экспериментальных

пяти различным системам. Ряд интенсивных дифракционных максимумов принадлежит оксидам железа - магнетиту FeзO4 и вюститу ^еО), имеющим решетку ГЦК с периодами а = 0,8296 и 0,4307 нм соответственно. Размер частиц FeзO4 и FeO не превышает нескольких нанометров. Присутствие в покрытии данных оксидов обусловлено интенсивно протекающими процессами окисления в ходе газотермического напыления.

рентгенографических и литературных данных показал присутствие карбидов FeC, СгС, проявляющихся на дифракто-грамме в виде слабых отражений. Дифракционные линии этих фаз характеризуются сильным размытием, связанным с предварительной механоактива-цией исходного порошка, что указывает на высокую степень дисперсности их частиц. Как показали результаты проведенной оценки, размер частиц FeC, СгС не превышает нескольких нанометров.

Таким образом, фазовый состав рассмотренного покрытия представлен а-железом (мартенсит), хромом, оксидами железа FeзO4, FeO, карбидами FeC,

- р f I I 1 I I I I | I I I I М I I I | I I I ! I I I I I ( I I I М I I 1 f | I I I I I I I I I | I I М I I 1 Г I | I 1 Ы I I Р Г I | Р Г I I I I Г I I | I I I I М I I I | I I I I |—

30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 29,град Рис. 8. Фрагмент дифрактограммы покрытия Х9

СгС. Полученные данные являются типичным примером, отражающим процессы, протекающие в материалах на основе системы Бе-Сг-С.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Покрытие из порошка 15Х18Н10-ДУ. Основным фазовым компонентом структуры покрытия 15Х18Н10-ДУ является аустенит, период гранецентриро-ванной кристаллической решетки которого составляет а = 0,36035 нм. Это значение а ниже постоянной решетки у-Бе, приведенной в источниках литературы, согласно которым она равна 0,3631 нм. Последнее свидетельствует об искажении решетки аустенита в процессе получения порошков и последующего напыления покрытия.

Заключение подтверждается также и значительным уширением профиля дифракционных линий аустенита, что особенно ярко выражено для отражений, расположенных на дальних углах рассеяния 20. Вследствие этого эффекта отсутствует разрешение Ка1, Ка2 - дублетов дифракционных максимумов и регистрируются повышенные значения физического уширения. Так, значение в отражений (311) и (222) составляет 29,9 • 10-3 и 33,7 • 10-3 рад соответственно.

Как следует из полученных данных, возникающие пластические деформации аустенита инициируют у ^ а фазовое превращение. На дифракто-грамме в исследуемом интервале углов рассеяния регистрируются все отражения мартенсита, а именно - (110), (200), (211), (220). Согласно проведенному анализу доля мартенсита составляет примерно 30 %.

Наряду с вышеприведенными фазами, установлено также наличие сложных железо-хромового оксида БеСг204 (БеО • СГ2О3) и метастабильного никель-алюминиевого оксида МА102, а также оксида СГ203. Фаза БеСг204 имеет решетку ГЦК, период а которой равен 0,8364 нм. Метастабильный оксид МА102 относится к моноклинной системе, периоды решетки которой составляют: а = 0,9305; Ь = 0,5631;

с = 0,12098 нм; в = 100,9. Гексагональной сингонией обладает фаза Сг203. В этом случае постоянная а = 0,4954; с = 1,3584 нм; с/а = 2,74.

Отсутствие молибдена и его соединений можно объяснить его растворением в аустените.

Фазовый состав и структура покрытий из никелевых порошков.

Покрытие из порошка №-ДУ.

Фазовый состав дисперсно-упрочненного никелевого покрытия является сложным и представлен никелем, ин-терметаллидом №3А1, оксидными фазами алюминия - высокотемпературным оксидом а-АЬ03 (корунд), низкотемпературным у-АЬ03 и незавершенной формой А10. Покрытие характеризуется высокой плотностью дефектов кристаллической решетки основы, в частности, в дифракционных линий (311) и (222), расположенных в интервале углов рассеяния 20 = 108.125°, составляет 26,3 • 10-3 и 26,0 • 10-3 рад соответственно.

Наличие в структуре материалов синтезированных в процессе механического легирования порошков и газотермического напыления покрытий нано-размерных оксидов и интерметаллидов указывает на протекание взаимодействия между исходными компонентами. Отсутствие молибдена и его соединений можно объяснить его растворением в основе (никеле).

Фазовый состав и структура покрытий из порошков на основе оксидной керамики.

Покрытие из порошка 78 % АЬОз + 12 % ТЮ2 + 10 % N1. При плазменном напылении покрытия, металлизированного методом механического легирования композиционного порошка, полученного из шихты, содержащей 78 % АЮ3, 12 % ТЮ2 и 10 % N1, протекают термически активируемые превращения, заключающиеся в полиморфном превращении низкотемпературной модификации а-АЬ03 в вы-

сокотемпературную у-АЬОз с последующей ее стабилизацией в результате протекания процессов, подобных закалке вследствие быстрого охлаждения, обусловленного малым размером зерен и субзерен, и в образовании интерме-таллидной фазы NÍ3(Al,Ti). Содержание в покрытии у-АЬОз составляет 70 %; а-АЬОз-15 % у-АЬОз-Ю % NÍ3(Al, TI). Кроме того, в покрытии в количестве 5 % присутствует никель. Наличия TÍO2 не установлено.

Процесс напыления вызывает увеличение плотности дислокаций в основной фазе с 1,1 • 109 см-2 (в механически легированном порошке - а-АЬОз) до 4,з • 109 см-2 (в покрытии - у-АЬОз). Степенное распределение деформаций по объему зерна указывает на упорядоченное расположение дислокаций, вызывающее формирование блочной структуры. Плазменное нанесение покрытий приводит к уменьшению размеров ОКР с 24 до 14 нм.

Для структуры покрытий, полученных из механически легированных порошков, характерно наличие тонких, как правило, менее 50 нм, прослоек никеля, упрочненных наноразмерными включениями интерметаллида №з(А1,Т^. Прослойки окаймляют зерна оксидов, поперечное сечение которых не превышает 1 мкм. В продольном сечении частицы оксидов имеют форму, близкую к равноосной, диаметром менее 10 мкм.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Выводы

1. Покрытия из разработанных порошковых материалов на основе систем Ni-Cr-C, Fe-Cr-C, Ni-Al, Fe-Al отличаются высокой плотностью и однородностью. Введение в их состав компонентов, вызывающих протекание окислительно-восстановительных превращений, влечет за собой увеличение пористости формируемых слоев, что объясняется перегревом порошковых материалов и их более интенсивным окислением в высокотемпературной струе. Тер-

мообработка порошков приводит к активации процессов взаимодействия между компонентами, меняя их фазовый состав и приближая его к равновесному, пассивирует их и превращает из термореаги-рующих в термонейтральные.

2. Структура формируемых покрытий, полученных по оптимальным режимам, имеет классический вид, представляющий собой в поперечном сечении слой, состоящий из плотно уложенных друг на друга тонких пластин толщиной 5.15 мкм. Все покрытия содержат включения оксидов основных компонентов напыляемого материала, располагающихся по границам частиц, деформированных и закристаллизовавшихся в процессе напыления.

3. Обработка в механореакторе композиций на основе оксидной керамики, дополнительно легированных никелем, оказывает заметное положительное влияние на вязкость покрытий. Наличие металлической составляющей изменяет характер разрушения слоя, а также увеличивает стойкость против образования трещин, связанных с внутренними напряжениями, которые могут быть обусловлены большой толщиной слоя или нарушением технологии напыления (перегрев покрытия).

4. Независимо от состава покрытия, полученные из механически легированных порошков, наследуют суб-микро- / микрокристаллический тип структуры последних. Легирующие элементы имеют дисперсное и равномерное распределение в материале. Основой покрытий системы Ее-Сг-С является мартенсит, 15Х18Н10-ДУ -аустенит с включениями мартенсита. Фазами, стабилизирующими и упрочняющими стальную основу, имеющую высокоразвитую границу зерен и субзерен, служат синтезированные в процессе производства порошков и напыления покрытия, наноразмерные включения карбидов, интерметаллидов и оксидов. Основа исследованных никелевых покрытий представляет собой твердый

раствор легирующих элементов в матричном металле; упрочняющими фазами служат наноразмерные включения алюминидов никеля и оксидов алюминия различных модификаций. Разрабо-

танные покрытия имеют комплексное упрочнение, сочетающее твердорас-творное, зернограничное, дисперсионное и дисперсное и определяющее их высокую твердость и износостойкость.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Газотермическое напыление покрытий : сб. руководящих техн. материалов. - Киев : ИЭС им. Е. О. Патона, 1990. - 176 с.

2. Газотермическое напыление : учеб. пособие / Под общ. ред. Л. Х. Балдаева. - М. : Маркет ДС. -2007. - 344 с.

3. Handbook of Thermal Spray Technology / Ed. by J. R. Davis // ASM International, 2004.

4. Pawlowski, L. The Science and Engineering of Thermal Spray Coatings. Second Edition / L. Paw-lowski // JohnWiley & Sons, Ltd., 2008.

5. Thermal Spraying for Power Generation Components / K. E. Schneider [at al.] // WILEY-VCH Verlag GmbH &Co. KGaA, 2006.

6. Heimann, R. B. Plasma - Spray Coating / R. B. Heimann // VCH Verlagsgesellschaft mbH, 1996.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

7. Бартенев, С. С. Детонационные покрытия в машиностроении / С. С. Бартенев, Ю. П. Федько, А. И. Григоров. - Л. : Машиностроение, Ленингр. отд-ние, 1982. - 215 с.

8. Ловшенко, Г. Ф. Теоретические и технологические аспекты создания наноструктурных механически легированных материалов на основе металлов / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко. - Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2005. - 276 с.

9. Ловшенко, Г. Ф. Наноструктурные механически легированные материалы на основе металлов : монография / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко Б. Б. Хина ; под ред. д-ра техн. наук, проф. Ф. Г. Ловшенко . -Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2008. - 679 с. : ил.

10. Ловшенко, Ф. Г. Влияние механического легирования на фазовый состав и теплосодержание тер-мореагирующих порошковых композиций на основе железа и никеля для газотермических покрытий / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко, А. С. Федосенко // Литье и металлургия. - 2014. - № 4 (77). - С. 99-108.

11. Ловшенко, Ф. Г. Композиционные наноструктурные механически легированные порошки для газотермических покрытий : монография / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. - Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2012. - 216 с.

12. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия / Я. С. Уманский [и др.]. - М. : Металлургия. - 1982 . - 632 с.

Статья сдана в редакцию 21 марта 2016 года

Федор Григорьевич Ловшенко, д-р техн. наук, проф., Белорусско-Российский университет.

Григорий Федорович Ловшенко, д-р техн. наук, проф., ректор Белорусской государственной академии

авиации.

Алексей Сергеевич Федосенко, ст. преподаватель, Белорусско-Российский университет. Тел.: +з75-295-46-96-з4.

Fedor Grigoryevich Lovshenko, DSc (Engineering), Prof., Belarusian-Russian University.

Grigory Fedorovich Lovshenko, DSc (Engineering), Prof., Rector of Belarusian State Aviation Academy.

Aleksei Sergeyevich Fedosenko, senior lecturer, Belarusian-Russian University. Phone: +з75-295-46-96-з4.

cyberleninka.ru

Структура, фазовый состав и свойства газотермических покрытий из механически легированных термореагирующих композиционных порошков системы «Никель-алюминий-оксид никеля» Текст научной статьи по специальности «Машиностроение»

УДК 669.017

Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко, А. С. Федосенко

СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА ГАЗОТЕРМИЧЕСКИХ ПОКРЫТИЙ ИЗ МЕХАНИЧЕСКИ ЛЕГИРОВАННЫХ

ТЕРМОРЕАГИРУЮЩИХ КОМПОЗИЦИОННЫХ ПОРОШКОВ СИСТЕМЫ «НИКЕЛЬ-АЛЮМИНИЙ-ОКСИД НИКЕЛЯ»

UDC 669.017

F. G. Lovshenko, G. F. Lovshenko, A. S. Fedosenko

STRUCTURE, PHASE COMPOSITION AND PROPERTIES OF GAS-THERMAL COATINGS FROM MECHANICALLY ALLOYED THERMO-REACTIVE COMPOSITE POWDERS OF THE «NICKEL-ALUMINUM-NICKEL OXIDE» SYSTEM

Аннотация

Приведены результаты исследований, направленных на создание механически легированных композиционных термореагирующих порошковых материалов системы Ni-Al-Ni203, обеспечивающих получение плазменных покрытий, отличающихся по сравнению с промышленно выпускаемыми аналогами увеличенной минимум в 1,5...2,4 раза прочностью сцепления с подложкой. Исследованы фазовый состав, структура и свойства порошковых материалов и плазменных покрытий из них.

Ключевые слова:

механическое легирование, порошки, плазменное напыление, термореагирующие материалы, покрытия, прочность сцепления.

Abstract

The paper gives the results of the studies aimed at producing mechanically alloyed composite thermo-reactive powder materials of the Ni-Al-Ni203 system, creating plasma coatings with the strength of adhesion to the substrate, which is, at the least, 1,5.2,4 times higher than that of industrially-produced analogs. The phase composition, the structure and the properties of powder materials and pl8asma coatings obtained from them were studied.

Key words:

mechanical alloying, powders, plasma spraying, thermo-reactive materials, coatings, adhesion strength.

Введение

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Нанесение покрытий газотермическими способами напыления является перспективным направлением повышения ресурса работы оборудования во многих отраслях народного хозяйства. В первую очередь это относится к ответственным деталям, рабочая поверхность которых должна обладать высокой твердостью и износостойкостью [1].

В большинстве случаев упрочнению и восстановлению подвергаются стальные детали. Одним из обязательных условий, обеспечивающих формирование качественных покрытий с приведенными свойствами, является их хорошая сцепляемость с основой. При этом следует отметить, что с увеличением твердости прочность связи с основой, как правило, уменьшается [2]. Про-

© Ловшенко Ф. Г., Ловшенко Г. Ф., Федосенко А. С., 2015

блема решается применением промежуточного слоя, имеющего хорошую сце-пляемость как с подложкой, так и с основным покрытием. Как правило, такими свойствами обладают материалы на основе алюминия, никеля, меди.

Для получения подслоя широкое распространение получили композиции систем №-Л1, №-Сг, N1-11, а также порошок молибдена [3, 4]. Данный выбор обусловлен их высокой стойкостью против окисления, небольшими внутренними напряжениями в образующемся покрытии, хорошей сцепляемостью с материалом основного слоя. Наибольшее распространение для нанесения подслоя получили порошковые материалы системы №-Л1, количество второго компонента в которых может достигать 30 % [3]. Чаще используются порошки с содержанием 5.. .15 % алюминия [3, 5-7].

Во многом прочность сцепления подслоя с подложкой зависит от состояния частицы в момент соударения с поверхностью детали. Чем выше степень ее нагрева, тем более активно она взаимодействует с поверхностью и тем надежнее связь между покрытием и подложкой. В связи с этим наиболее перспективным направлением повышения прочности сцепления является применение композиционных термореаги-рующих порошковых материалов [8]. По типу реализуемых реакций взаимодействия их подразделяют на две группы: экзотермические порошковые композиции на основе металлов (интерме-таллидные) и термитные порошковые материалы.

Согласно данным [8], при взаимодействии компонентов в термореаги-рующих материалах системы «никель-алюминий» количество выделяемой энергии обеспечивает поддержание высокой температуры частицы на дистанции до 300 мм. Однако на таком расстоянии происходит значительное окисление компонентов, и в первую очередь алюминия. Это приводит к ухудшению качества формируемого покрытия и

снижению адгезионной и когезионной прочности. Сокращение дистанции напыления до 50.150 мм не обеспечивает эффективного взаимодействия между компонентами, а это, в свою очередь, приводит к тому, что прочности сцепления покрытий из термореагирующих и термонейтральных интерметаллидных порошков оказываются близкими по значению.

Исходя из вышесказанного, предпочтительным является использование материалов, в которых выделение тепловой энергии происходит за счет окислительно-восстановительных реакций. Такой тип взаимодействия отличается более высокой энтальпией и скоростью протекания превращений, завершающихся на дистанции не более 200 мм. В качестве восстановителя в этих системах наиболее перспективным является алюминий. Это обусловлено оптимальным сочетанием его термодинамических и физико-механических характеристик, положительно влияющих на свойства покрытий.

В большинстве случаев экзотермические композиционные порошки изготавливаются способами конгломе-рирования [9]. Однако существующие способы производства являются трудоемкими и низкопроизводительными. Наличие в их составе связующего ухудшает свойства формируемых покрытий. Они отличаются повышенной пористостью и неоднородностью структуры, что обусловлено неполным выгоранием компонентов связки и незовер-шенностью процесса взаимодействия между компонентами [10].

Перспективной технологией создания композиционных порошковых материалов данного типа является реакционное механическое легирование (РМЛ) [11-13]. РМЛ реализуется при обработке шихты в механореакторе. При этом имеют место многообразные эффекты: пластическая деформация, накопление дефектов кристаллического строения, разрушение и холодная сварка частиц по

ювенильным поверхностям, вызывающие протекание механически активируемых фазовых и структурных превращений и образование композиционных частиц. Механически легированные порошки являются композиционными неравновесными наноструктурными тер-мореагирующими однородными по химическому составу материалами. Они представляют собой плотные образования осколочной (близкой к сферической) формы и обладают высокими технологическими свойствами, обеспечивающими получение качественных газотермических покрытий.

Целью работы авторов являлось установление закономерностей формирования структуры, фазового состава и свойств газотермических покрытий из механически легированных термореаги-рующих композиционных порошков системы «алюминий-никель-оксид никеля».

Методика проведения эксперимента

В качестве исходных материалов для получения механически легированных композиций служили стандартные порошки никеля - ПНК-ОТ2 (ГОСТ 9722-79); алюминия - ПА-4 (ГОСТ 6058-73); оксид никеля N1203 марки «Ч». При проведении исследований учитывалось содержание кислорода в порошках никеля и алюминия, которое составляло примерно 0,15 и 0,10 % соответственно. Наличие других примесей во внимание не принималось.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Порошки получали механическим легированием шихты в четырехкамер-ном механореакторе - энергонапряженной вибрационной мельнице гирацион-ного типа [14].

Переменными факторами служили состав шихты и продолжительность ее обработки. Параметром оптимизации являлась прочность плазменных покрытий. В качестве аналогов использованы покрытия, полученные из промышленно выпускаемых порошковых материалов: ПН85Ю15 (85 % N1; 15 % Л1) и

ПТ-НА-01 (95 % N1; 5 % Л1). Первый производится распылением расплава, второй - плакированием и является термореагирующим.

В материалах №-Л1-№20з количество Л1 составляло 10 %. Содержание оксида никеля №203 варьировалось в интервале 3,2.9,6 %. Количество вводимых легирующих компонентов обусловлено рядом технологических особенностей процесса получения порошковых материалов и их дальнейшего напыления.

При подготовке к напылению образцы подвергались пескоструйной обработке хромистым корундом Б 20. Нанесение покрытий производили методом плазменного напыления плазмотроном оригинальной конструкции (аналог ПУН-1), работающим на воздушно-пропановой плазмообразующей смеси. Покрытия наносились на следующих режимах: сила тока - 210.220 А; напряжение на дуге -190.00 В; соотношение воздух/пропан стехиометрическое; скорость плазмы (дозвуковая) - 1300.1500 м/с; скорость частиц - 80 .100 м/с; расход порошка -5.7 кг/ч. Дистанция напыления - 250 мм; диаметр подающей трубки - 2,0 мм.

Прочность плазменных покрытий определялась по штифтовой методике [15], заключающейся в совместном нанесении покрытия на образец и отделяемые элементы, вставленные в цилиндрические отверстия образца по скользящей посадке. Покрытия наносились на прямоугольные образцы из отожженной стали Ст 3 толщиной 5 мм. Диаметр отрываемого элемента - 2 мм.

Разрушение образцов с напыленным покрытием осуществлялось на установке, схема которой представлена на рис. 1. Образец 1 устанавливается на опорный держатель 7 и фиксируется сверху противовесом 2, обеспечивающим надежное прилегание образца к плоскости и предотвращающим его падение в момент отрыва элемента. После этого на нижней части отделяемого элемента 6 фиксируется механизм 3, пред-

ставляющий собой набор подвижных элементов и состоящий из зацепного устройства 8, фиксирующегося на отрываемом элементе, а также винта 9, уха 10 и крюка 11, выполняющих роль компенсаторов перекоса и служащих для фиксации цилиндра 4. Конструкция данного устройства позволяет исключить возникновение изгибающего момента на границе раздела элемент-покрытие, приводящего к преждевременному от-

рыву элемента и снижению точности измерения. Помимо этого, механизм предотвращает заклинивание отделяемого элемента в отверстии вследствие его перекоса, что также может привести к снижению точности результатов. Цилиндр 4 обеспечивает плавное нагруже-ние образца со скоростью 20 г/с, заполняясь металлическим порошком, подающимся через воронку 5.

Рис. 1. Схема установки для исследования прочности сцепления газотермических покрытий с подложкой: 1 - образец с отрываемыми элементами; 2 - противовес; 3 - подвижный механизм; 4 - цилиндр; 5 - источник на-гружения; 6 - отрываемый элемент; 7 - опорный держатель; 8 - зацепное устройство; 9 - винт; 10 - ухо; 11 - крюк

Гранулометрический, металлографический, электронно-микроскопический анализы порошков и покрытий проводились с использованием стандартных методик, приборов и оборудования.

Результаты исследований

Частицы (гранулы) композиционных механически легированных порошков формируются путем связывания и последующей гомогенизации продуктов разрушения исходных компонентов

и имеют осколочную форму (рис. 2). В зависимости от состава исходной шихты средний размер гранул находится в пределах 30...75 мкм. Как и порошковые материалы системы «никель-алюминий» [16], они характеризуются высокой плотностью с отдельными порами и трещинами. Микроструктура гранулированных композиций примерно одинакова. После обработки в течение более 5 ч они металлографически однородны - включения

легирующих компонентов, а также гра- ция в целом гомогенна и имеет ультра-

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

ницы зерен не выявляются. Компози- дисперсное строение.

20мкт 1 Электронное изображение 1

123456789 10 Номер спектра

Рис. 2. Вид, структура частиц и распределение основных элементов механически легированной композиции N1 - 10 % Л1 - №203, обработанной в течение 8 ч (СЭМ)

Наряду со структурными изменениями, обработка шихты в механореак-торе инициирует фазовые превращения, направленные на уменьшение свободной энергии системы. Однако завершения они не получают и фазовый состав композиций существенно отличается от равновесного. Полнота протекания механически активируемого взаимодействия между компонентами исследуемых систем не превышает 50 % [13, 17]. Теплосодержание исследованных композиций систем «№-Л1-№203», подвергнутых обработке в механореакторе, обеспечивает увеличение температуры на 600.640 °С.

Механически легированные порошки находятся в активированном состоянии. Независимо от исходного состава шихты термически активируемое взаимодействие между компонентами механически легированной композиции, брикетированной холодным прессованием, начинается при температуре около 200 °С. В этих же системах, полученных смешиванием компонентов в «пьяной» бочке, температура начала процесса составляет 400 °С [18].

При механическом легировании, наряду с растворением алюминия в никеле, имеет место формирование нано-размерных включений алюминидов №3Л1 и №Л1, а также оксидов алюминия, эффективно упрочняющих основу. Основным источником кислорода, необходимого для образования оксидов алюминия, является оксид никеля. В зависимости от его количества микротвердость композиций после механического легирования изменяется в интервале 415.520 НУ. Отжиг при температуре 650 °С в течение 2 ч, приводящий к завершению фазовых превращений в композициях, увеличивает значение твердости до 540.645 НУ.

Анализ результатов авторских исследований, приведенных в [11-13], показывает, что механически легированные порошки являются термореаги-рующими композиционными термодинамически неравновесными системами. Они имеют субмикрокристаллический тип структуры основы, характеризующийся высокоразвитой поверхностью границ зерен и субзерен, стабилизированных наноразмерными включениями

механически синтезированных упрочняющих фаз, наследуемый материалами, получаемыми из них.

Влияние содержания оксида никеля в шихте и продолжительности механического легирования на свойства покрытий системы «никель—алюминий»

С целью обоснованного установления граничных значений факторов содержание оксида никеля в шихте изменялось в пределах 1.9,6 %, а продолжительность обработки ее в механо-реакторе - в интервале 4.12 ч. Согласно результатам исследований, приведенных на рис. 3, на прочность плаз-

менных покрытий из механически легированных порошков существенное влияние оказывает как первый, так и второй фактор.

Изменение прочности сцепления покрытий в зависимости от содержания оксида алюминия в порошке и времени обработки композиции описываются кривыми с максимумом. Увеличение содержания в композиции оксида никеля приводит к росту прочности сцепления с достижением максимального ее значения, равного (71 ± 4) Н/мм2, при содержании №203 в количестве 6,4 %. Дальнейшее увеличение количества оксида никеля до 9,6 % приводит к снижению прочности до (53 ± 4) Н/мм2.

Рис. 3. Влияние количества №203, вводимого в исходную шихту, (а) и времени ее обработки (б) на прочность сцепления формируемых газотермических покрытий системы «N1-10 % А1-№203»:

а - 8 ч; б - 6,4 % N1203

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Аналогичная закономерность характерна для продолжительности обработки шихты в механореакторе. Максимальное значение прочности покрытие показывает при обработке в течение 6 ч, после чего в интервале 6.8 ч происходит ее значительное снижение, а при 12 ч обработки она падает более чем на 35 % - с 71 до 45 Н/мм2. Данное явление можно объяснить интенсивным протеканием механически активируемых структурно-фазовых превращений

[11-13].

Для установления совместного влияния состава шихты и времени обработки на свойства формируемых покрытий был реализован полнофакторный эксперимент с применением метода центрального ортогонального композиционного плана второго порядка.

По результатам статистической обработки экспериментальных данных получена математическая модель, адекватно представляющая результаты экспериментов.

Прочность сцепления газотермических покрытий

а = 62 - 7х2 - 16х12,

где х1, х2 - кодированные значения факторов, изменяющиеся в пределах от -1 до +1.

Перевод натуральных значений в кодированные осуществляется следующим образом:

_ Х1 - 6,4 ; _ Х2 - 8

X, _ , Хо _ ,

1 3,2 2 2

где Х1 - содержание легирующей добавки, Х1 = 3,2.9,6 %; Х2 - время обработки композиции, Х2 = 6..10 ч.

Графическая интерпретация модели, показывающая зависимость исследуемых параметров от переменных факторов, представлена на рис. 4.

Рис. 4. Зависимость прочности сцепления покрытий системы «N1-10 % Л1-№203» от количества №203 в исходной шихте и времени ее обработки в механореакторе

Несмотря на некоторое падение прочности сцепления при увеличении количества вводимого №203 свыше 6,4 % и времени обработки шихты более 6 ч, покрытия из разработанных порошковых материалов системы «№-10 % Л1-№203» по сравнению с покрытиями, полученными из композиций, не содержащих оксида никеля [16], имеют более высокое значение прочности сцепления и минимум в 1,5.2,4 раза превосходят по этому показателю покрытия из се-

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

рийно выпускаемых порошков (рис. 5).

Полученная зависимость для кривой 1 может быть объяснена структурными и фазовыми превращениями, протекающими в материале как в процессе обработки в механореакторе, так и при последующем нанесении покрытий. Помимо этого, на прочность могут оказывать влияние и режимы процесса напыления. Первоначальный рост прочности сцепления при введении оксида никеля может быть объяснен увеличе-

нием теплового эффекта в результате взаимодействия №203 и А1, что создает более благоприятные условия для разогрева и плавления частиц. Снижение прочности сцепления покрытий с увеличением количества оксида никеля более 6,4 % является результатом перегрева жидкой фазы, интенсифицирующим взаимодействие с кислородом окружающей среды, что приводит к уве-

личению количества оксидов в покрытии. Обладая высокой твердостью и температурой плавления, образующиеся оксиды препятствуют качественному растеканию капли, увеличивая неоднородность и пористость получаемого слоя. Это на определенном этапе оказывает негативное влияние на прочность сцепления формируемого слоя.

75

I I ММ

65

45

а

35

15

9 /----■

ПН85Ю15

ПТ-НА-01

___

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

10

12

Т

Рис. 5. Сравнительная прочность сцепления покрытий из разработанных порошковых материалов и серийно выпускаемых порошков: 1 - N1-10 % А1-№203; 2 - N1-10 % А1 [16]; 3 - ПН85Ю15; 4 - ПТ-НА-01

Данное предположение подтверждают металлографические исследования полученных плазменных покрытий.

Как видно из рис. 6, увеличение количества оксида никеля приводит к увеличению их пористости и неоднородности.

а)

б)

Время обработки - 8 ч

Рис. 6. Структура покрытий: а - N1-0 % А1-3,2 % N1203; б - N1-10 % А1-9,6 % N1203

Следует отметить, что при испытании покрытий из исследуемых композиций отслоение по зоне раздела покрытие-основа, как правило, не наблюдается. Таким образом, можно предположить, что прочность сцепления покрытия с подложкой значительно выше полученных значений, а ее величина ограничивается прочностью связей в самом слое.

Аналогично порошковым материалам, не содержащим в своем составе №203, термическая обработка исследуемых композиций оказывает существенное влияние на величину прочности сцепления покрытий. Отжиг механически легированных порошков, проводившийся при температуре 670 °С в течение 2 ч, полностью лишает их экзотермического эффекта, превращая из термореагирующих в термонейтральные. Это ведет к уменьшению прочности сцепления между напыляемыми частицами и, как следствие, к снижению величины удельной нагрузки, вызывающей его разрушение (рис. 7). Причем наиболее значимое падение прочности, составляющее более 65 %,

характерно для состава №-10 % Л1-6,4 % №203, обработанного в течение 6 ч, обеспечивающего в неотожженном состоянии максимальное значение сцепления.

В то же время видно (см. рис. 7), что прочность сцепления покрытий из отожженных порошковых материалов с увеличением времени обработки постепенно возрастает, что, вероятно, связано с увеличением плотности слоя.

С учетом превалирующего влияния на эксплуатационные свойства покрытий их прочностных свойств отжиг механически легированных порошков рассматриваемых композиций является нецелесообразным. Результаты исследований сЭм и МРСА (рис. 8) приведены для нетермообработанных порошковых материалов.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Как видно из рис. 8, а, б, получаемые покрытия отличаются достаточно высокой плотностью и однородностью с равномерным распределением по площади включений темного цвета, являющихся в основном оксидом алюминия, на что указывают результаты МРСА (рис. 8, г, д).

Рис. 7. Влияние термической обработки на прочность сцепления покрытий из порошков N1-10 % Л1-6,4 % №203, обработанных в течение 4.12 ч: 1 - неотожженные; 2 - отжиг при температуре 670 °С

Рис. 8. Микроструктура (СЭМ) и распределение элементов (МРСА) в покрытии из порошкового материала N1-10 % Л1-6,4 % №203: а, б - микроструктура; в, г, д - распределение элементов № (в), Л1 (г), О (д)

Покрытия независимо от состава являются неравновесными многофазными системами. Основа их представляет собой твердый раствор алюминия в никеле. Она имеет микрокристаллический тип структуры, характеризующийся высокоразвитой поверхностью границ зерен и субзерен, стабилизированных на-норазмерными включениями алюмини-дов М2ЛЬ, М3Л1, №ЛЬ, М5ЛЬ, №Л1 и ряда оксидов. Рентгенофазовым анализом установлено наличие оксидов алюминия (а-Л1203, у-Л1203, Л10), никеля (N10), а также сложных оксидов

(№ЛЬ04, (N10 • Л1203)). Во всех покрытиях фиксируются исходные компоненты - никель и алюминий. Соотношение между упрочняющими фазами зависит от исходного состава шихты.

Выводы

1. Механическое легирование является простой, надежной, экологически безопасной, конкурентноспособной технологией производства импортозамещающих порошков на основе системы «никель-алюминий-оксид никеля»

для газотермических покрытий.

2. Разработанные механически легированные порошки являются однородными по химическому составу многофазными неравновесными термореа-гирующими композиционными нано-структурными дисперсно-упрочненными материалами и в зависимости от состава шихты имеют микротвердость НУ 415.520.

3. Полнота протекания механически активируемого взаимодействия между компонентами исследованных систем, имеющего место при оптимальной продолжительности обработки шихты в механореаторе, не превышает 40 %, и теплосодержание полученных порошковых композиций обеспечивает увеличение температуры на 600.650 °С.

4. Прочность сцепления покрытий из разработанных порошковых материалов на основе системы «N1-10 % Л1-№203» в 1,9 раза выше, чем у покрытий

из композиционных порошков состава N1-10 % Л1, и минимум в 1,5.2,4 раза превосходит по этому показателю покрытия из серийно выпускаемых порошков.

5. Структура покрытий из разработанных порошков характеризуются высокой плотностью, отсутствием пор и равномерным распределением компонентов. Покрытия независимо от состава являются неравновесными многофазными системами, основа которых представляет собой твердый раствор алюминия в никеле и имеет субмикрокристаллический тип структуры механически легированных порошков, характеризующийся высокоразвитой поверхностью границ зерен и субзерен, стабилизированных включениями алюминидов М2Л13, №3Л1, №Л13, М5Л13, №Л1 и оксидов а-Л1203, у-Л1203, Л10, N10, МЛ1204, (N10 • Л1203).

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Sahraoui, T. Alternative to chromium: characteristics and wear behavior of HVOF coatings for gas turbine shafts repair (heavy-duty) / T. Sahraoui // Journal of Materials Processing Technology. - 2004. -Vol. 152. - P. 43-55.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

2. Cheang, P. The Effect of Dissolved Oxygen on the Structure and Properties of Plasma Sprayed Ni and Ni-Al Powders / P. Cheang, R. Mc. Pherson // Department of Materials Engineering, Monash University. -1989. - P. 1546-1551.

3. Газотермическое напыление : учеб. пособие / Под общ. ред. Л. Х. Балдаева. - М. : Маркет ДС, 2007. - 344 с.

4. Газотермическое напыление покрытий : сборник руководящих техн. материалов. - Киев : ИЭС им. Е. О. Патона. - 1990. - 176 с.

5. Starosta, R. Properties of Thermal Spraying Ni-Al Alloy Coatings / R. Starosta // Advances in Materials Sciences. - 2009. - Vol. 9. - P. 30-40.

6. Svantesson, J. A Study of Ni-5wt. N A1 Coatings Produced fiom Different Feedstock Powder / J. Svantesson, J. Wigren // Journal of Thermal Spray Technology. - 1992. - Vol. 1, № 1. - P. 65-69.

7. McPherson, R. Microstructural Analysis of Ni-A1 Plasma Sprayed Coatings / R. McPherson, P. Cheang // Proceedings of Twelfth International Thermal Spray Conference, London, The Welding Institute. -1989. - P. 17.1-17.10.

8. Кулик, А. Я. Газотермическое напыление композиционных порошков / А. Я. Кулик. - Л. : Машиностроение, 1985. - С. 105-122.

9. Neikov, O. D. Handbook of Non - Ferrous Metal Powders. Technologies and applications / O. D. Neikov, S. S. Naboychenko, G. Dowson. - 2009. - 621 p.

10. Борисов, А. Л. Влияние связки и размера частиц на характер экзотермического взаимодействия компонентов композиционного порошка NiCr-Al / А. Л. Борисов // Порошковая металлургия. -1992. - № 12. - С. 59-64.

11. Ловшенко, Г. Ф. Теоретические и технологические аспекты создания наноструктурных механически легированных материалов на основе металлов / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко. -Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2005. - 276 с.

12. Ловшенко, Г. Ф. Наноструктурные механически легированные материалы на основе металлов : монография / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко, Б. Б. Хина. - Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2008. -679 с.

13. Ловшенко, Ф. Г. Композиционные наноструктурные механически легированные порошки для газотермических покрытий : монография / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. - Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2012. - 216 с.

14. Ловшенко, Г. Ф. Высокоэффективный аппарат для реакционного механического легирования металлических систем / Г. Ф. Ловшенко, З. М. Ловшенко, А. И. Хабибуллин // Вестн. Белорус.-Рос. ун-та. - 2007. - № 4. - С. 72-80.

15. Борисов, Ю. С. Газотермические покрытия из порошковых материалов / Ю. С. Борисов // Навукова думка. - 1987. - С. 118-122.

16. Ловшенко, Ф. Г. Структура, фазовый состав и свойства газотермических покрытий из механически легированных термореагирующих композиционных порошков системы «никель - алюминий» / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко, А. С. Федосенко // Литье и металлургия. - 2015. - № 2. - С. 109-121.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

17. Ловшенко, Ф. Г. Закономерности формирования гранулометрического состава и структуры механически легированных композиционных порошков для газотермических покрытий / Ф. Г. Ловшен-ко, Г. Ф. Ловшенко // Литье и металлургия. - 2014. - № 2. - С. 101-110.

18. Ловшенко, Ф. Г. Влияние механического легирования на фазовый состав и теплосодержание термореагирующих порошковых композиций на основе железа и никеля для газотермических покрытий / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко, А. С. Федосенко // Литье и металлургия. - 2014. - № 4. -С. 99-108.

Статья сдана в редакцию 14 мая 2015 года

Федор Григорьевич Ловшенко, д-р техн. наук, проф., Белорусско-Российский университет. Григорий Федорович Ловшенко, д-р техн. наук, проф., Белорусский национальный технический университет.

Алексей Сергеевич Федосенко, ассистент. Тел.: +375-295-46-96-34.

Fedor Grigoryevich Lovshenko, DSc (Engineering), Prof., Belarusian-Russian University.

Grigory Fedorovich Lovshenko, DSc (Engineering), Prof., Belarusian National Technical University.

Aleksey Sergeyevich Fedosenko, assistant lecturer, Belarusian-Russian University. Phone: +375-295-46-96-34.

cyberleninka.ru

Владимир Михайлович Шеменков: "Иногда хочется, чтобы в сутках было 42 часа"

Среди сотрудников и профессорско-преподавательского состава Белорусско-Российского университета много ученых, для которых вуз не только место работы, но и альма-матер.

Так кандидат технических наук, доцент, заведующий кафедрой «Технология машиностроения» Владимир Михайлович Шеменков тоже начинал свой путь в университете со студенческой скамьи. Теперь Владимир Михайлович является автором 1 монографии, более 20 научных статей и 10 патентов.

-Как начиналась Ваша научная деятельность?

-Моя первая специальность «Оператор станков ЧПУ, наладчик станков и манипуляторов ЧПУ», поэтому с 1 курса работал на станках на кафедре «Металлорежущие станки и инструменты». Высшее образование я получил по специальности «Инженер-механик, менеджер». О науке задумался только на последнем курсе, но распределился на ОАО «Могилевский завод «Электродвигатель». Год проработал на заводе. Сюда меня пригласил доктор технических наук, профессор, заведующий кафедрой «Металлорежущие станки и инструменты» Виктор Иванович Ходырев. На кафедре я начал работать 1 апреля 2001 года. Сначала был ассистентом. 2 года я просился к нему в аспирантуру. В конечном итоге Виктор Иванович дал тему и сказал: «Занимайся». Тогда так было принято, в процессе работы нужно было максимально проявить себя. Вообще, в науке мне очень везет с людьми, которые меня окружают. К кому бы я ни подошел – все помогают, никто не отворачивается. Так и с кандидатской было. Моим руководителем был Виктор Иванович, параллельно я работал с доктором технических наук, профессором Григорием Федоровичем Ловшенко. Когда не стало Виктора Ивановича, моим руководителем стал Григорий Федорович. Кандидатскую диссертацию на тему «Структурно-фазовое модифицирование однокарбидных твердых сплавов обработкой в тлеющем разряде» я защитил 2 марта 2010 года. Как раз за день до своего дня рождения, сделал себе подарок. Сейчас Григорий Федорович мой консультант по докторской диссертации.

-Какими исследованиями и разработками Вы занимаетесь?

-Мое направление – это структурно-фазовое модифицирование инструментальных материалов тлеющим разрядом. Проще говоря, мы повышаем износостойкость материала за счет структурного изменения его поверхности. Мы берем вакуумную камеру, зажигаем тлеющий разряд и упрочняем поверхностный слой. Но все это было понятно еще в 80-е, когда это направление выделили ученые нашего вуза кандидат технических наук, доцент Иван Иванович Силин и доктор технических наук, профессор Виктор Иванович Ходырев. Проблема в том, что никто не знал, что происходит внутри материала. Как раз мое направление связано с тем, чтобы выявить, что будет с материалом при определенных условиях, и связать это все в единую картину. Наши исследования приводят к интересным результатам. Например, результаты работы моей аспирантки Марины Белой. Ее направление «Разработка технологии повышения износостойкости штамповой оснастки». По результатам исследований износостойкость материала повышается до 4 раз, а стоимость изделия – на 10-15 %. Проблема в том, что на некоторых предприятиях этот процесс пока плохо приживается. Где-то необходима жесткая культура производства, иногда сложность состоит в том, что вакуумная техника очень капризная. Поэтому получались другие интересные вещи, но не то, что нужно. Но мы продолжаем работать.

-Какие у Вас проекты и цели в перспективе?

-С появлением новой лабораторной техники, новых приборов, в моем направлении появляются новые задачи. Раньше картина была такова: шарик ударяется, ломает кристаллическую решетку, формируется новое равновесное состояние, за счет этого у нас повышается износостойкость. Когда начали исследования, оказалось, что происходят процессы, которые с точки зрения равновесной термодинамики и физики, в принципе, происходить не могут. Вопросов стало больше, хочется найти на них ответы. На данный момент у нас есть 8 гипотез, и все они могут дать результаты. Оставить из этих 8 гипотез, хотя бы 2 – это моя мечта. Кроме того, сейчас мы работаем с ОАО «Лифтмаш». У предприятия есть целая программа на этот год по совершенствованию и повышению износостойкости режущего инструмента.

-Что для Вас преподавательская деятельность? Как Вы относитесь к преподаванию?

-Это интересное дело. В любом случае работать с молодежью всегда интереснее, чем работать с такими «пожилыми» как я. Когда общаешься с молодыми людьми, ты психологически чувствуешь себя молодым. Смотришь, какие они энергичные, как быстро у них что-то получается, и перестаешь чувствовать свой возраст. Кроме того, у них «незамыленный» взгляд. Когда долгое время работаешь в одном направлении, ты начинаешь мыслить штампами, а у молодых ребят бывают хорошие идеи. Даешь магистрантам тему, маленькое исследование, а они что-то интересное сделали, провели какой-то эксперимент. Думаешь, здесь ошибка, а потом оказывается это новый, неожиданный результат. Так и с Мариной было. Ее направление появилось чисто случайно, а в результате - грант от Всемирной Федерации Ученых.

-Каким, по Вашему мнению, должен быть современным ученым?

-Ученый должен быть мобильным, чтобы мог в любой момент сорваться с места и решить поставленную производством задачу. Не будем скрывать, некоторые ученые занимаются наукой, не выходя из кабинета, а мне кажется, это не правильно. Кроме того, ученый не должен бояться самому взять инструменты и сделать то, что необходимо. Я думаю так.

-Если бы у Вас была возможность поговорить с ученым любой эпохи, кто бы это был, и о чем шла бы речь?

-Было бы интересно поговорить с теми, кто были родоначальниками направления, в котором я работаю. Есть легенда, что оно возникло чисто случайно. Интересно было бы узнать, с чего все началось. В науке всегда самое сложное – это что-то начать. Поэтому получается, что все твои исследования базируются на разработках твоих учителей.

-Что самое приятное в Вашей работе?

-Ты всегда в тонусе. Нет такого, чтобы время тянулась медленно. Не приходится скучать. Я постоянно чем-то занят, увлечен. Иногда даже хочется, чтобы в сутках было 42 часа. Это здорово.

bru.by


Смотрите также