авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |   ...   | 10 |

«МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РФ Томский политехнический университет X Всероссийская школа-семинар с международным участием г. Томск, 9 – ...»

-- [ Страница 5 ] --

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Рисунок 4 - Изменение микротвёрдости от содержания ванадия, до и после отжига Список литературы 1. Панин В.Е., Белюк С.И., Дураков В.Г., Прибытков Г.А. Электронно-лучевая наплавка в вакууме: оборудование, технология, свойства покрытий // Сва рочное производство –2000.-№2-с.34-38.

2. Добровольский А.Г., Кошеленко П.И. Абразивная износостойкость материа лов: Справочное пособие. – К.: «Техника», 1989. – 128 с.

3. Цыпин И. И. Белые износостойкие чугуны. Структура и свойства. М.: Метал лургия, 1983. – СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВЫХ ПОКРЫТИЙ ИЗ ХРОМИСТОГО ЧУГУНА ПГС27 ЛЕГИРОВАННОГО ТИТАНОМ О.П. КАЦАЙ., Б.В. ДАМПИЛОН Томский политехнический университет Одним из основных факторов малого срока службы тяжелонагруженного ин струмента является интенсивный абразивный износ. Эффективным способом повы шения износостойкости инструмента является нанесение на его рабочую поверх ность защитного износостойкого покрытия. Перспективной технологией нанесения покрытий является электронно-лучевая наплавка в вакууме, позволяющая наносить литые покрытия с высоким уровнем механических свойств.

Выбор состава наплавочного порошкового материала для электронно лучевой наплавки был обусловлен необходимостью создания безникелевых (из-за его дороговизны) износостойких дисперсноупрочненных покрытий на железной ос нове. В качестве такого материала был выбран белый хромистый чугун, легирован ный титаном. Дополнительное легирование материала ПГС27 титаном было прове дено с целью увеличения карбидной фазы в покрытии за счет образования карбидов титана TiC в процессе наплавки, повышения пластичности связки в результате пе рехода углерода в карбиды и увеличения износостойкости покрытий. Высокоэнер гетическое воздействие электронного луча позволяет синтезировать карбиды титана в процессе нанесения покрытия, а высокая скорость кристаллизации ванны расплава вероятно позволит зафиксировать их в ультрадисперсном состоянии.

Целью работы является исследование влияния легирования титаном напла вочного материала из хромистого чугуна марки ПГС27 и термической обработки на структуру и свойства электронно-лучевых покрытий.

В процессе работы использовали следующие материалы и методику исследо вания. Покрытия наносились методом электронно-лучевой наплавки в вакууме на подложки из стали 30 размером 120254 мм. В качестве наплавочного материала использовался промышленный порошок хромистого чугуна марки ПГС27 с добав лением титана до 10% вес. дисперсностью 150-300 мкм (ПГC27+2%Ti, ПГC27+4%Ti, ПГС27+6%Ti, ПГC27+8%Ti, ПГС27+10%Ti). Толщина наплавленного покрытия составляла 3 мм. С целью дополнительного выделения дисперсных кар бидов в матрице образцы подвергали отжигу при температуре Тотж =1100оС с вы держкой 60 минут.

Известно, что при электронно-лучевой наплавке покрытий в связи с высокой скоростью кристаллизации расплава формируются неоднородные структуры, со стоящие из пересыщенных твердых растворов и избыточных карбидов легирующих элементов. Данное обстоятельство дает основание считать, что проведение допол нительной термической обработки – отжига, - может повлиять на процессы раство рения и выделения карбидов и изменение структуры покрытий и, как следствие, на уровень физико-механических свойств.

Испытания покрытий на стойкость к абразивному изнашиванию проводили согласно ГОСТ 23.208-79 «Метод испытания материалов на износостойкость при трении о нежесткозакрепленные абразивные частицы» (кварцевый песок). Микро твердость определяли на приборе ПМТ-3 с нагрузкой 200 грамм. Измерили твер дость образцов по Роквеллу (HRC). Микроструктуру покрытий исследовали на по перечных микрошлифах с помощью оптического микроскопа МИМ-9 и Axiovert-25.

На рисунках 1, 2 и 3 приведены графики зависимости микротвердости, твердо сти и коэффициента относительной износостойкости от содержания титана в по крытии ПГС27 до и после термической обработки. Действительно, проведение до полнительной термической обработки способствовало изменению свойств покры тий по кривым. Наиболее существенное повышение свойств характерно для покры тий прошедших дополнительную термическую обработку. Максимальное значение износостойкости наблюдается у состава, содержащего 4% титана, что соответствует достаточно высокому значению микротвердости и твердости наплавленного покры тия.

Рисунок 1 - Зависимость микротвердости H от содержания титана в покрытии ПГС27 до и после термической обработки Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Рисунок 2 - Зависимость твердости HRC от содержания титана в покрытии ПГС27 до и после термической обработки Рисунок 3 - Зависимость коэффициента относительной износостойкости Ки от содержания титана в покрытии ПГС27 до и после термической обработки Измерение микротвердости показало, что, несмотря на растворение при от жиге частиц избыточных фаз, разупрочнения структуры не произошло. После отжи га произошло увеличение твердости покрытий (HRC), что вероятно связано с тем, что разупрочнение структуры за счет диссоциации первичных карбидов хрома в процессе нормализации компенсировалось упрочнением - твердого раствора хро мом и титаном растворившихся частиц.

Металлографические исследования наплавленных покрытий показали, что их структура представляет собой разветвленную аустенитно-хромистокарбидную эв тектику с диспергированной карбидной фазой (Cr, Fe)7С3 и содержит первичные карбиды (Cr, Fe)7С3 в виде протяженных шестигранных призм. Металлографиче ским анализом выявлено, что первичные карбиды (Cr, Fe)7С3 формируются с внут ренней полостью. Наличие титана в составе наплавочного порошка в процессе нане сения покрытия в результате локального перегрева в зоне действия электронного луча приводит к расплавлению, диспергации порошка титана и образования карби дов титана (рис. 4). Выделившиеся карбиды титана являются активными центрами кристаллизации для дальнейшего образования на их основе первичных карбидов (Cr, Fe)7C3.

Рисунок 4 - Микроструктура образца ПГС27, х Структуры покрытий после отжига характеризуются наличием выделивших ся частиц вероятно являющихся карбидами титана (рис.5).

Рисунок 5 - Микроструктура покрытия ПГС27+4%Ti (х 1000) Выделившиеся частицы карбидов титана вероятно и являются следствием по вышения износостойкости за счет упрочнения связки покрытий состава с 4%Ti. По нижение износостойкости и твердости у покрытий с большим содержанием титана вызвано сильным разупрочнением за счет значительного перехода углерода из связ ки в карбиды титана.

В результате выполненной работы были проведены испытания наплавленных покрытий при изнашивании о нежесткозакрепленные абразивные частицы, которые показали, что коэффициент абразивной износостойкости КИ зависит от количества добавленного в ПГС27 титана.

Увеличение износостойкости, микротвердости и твердости покрытий при по вышении содержания титана до 4%мас. видимо происходит в результате образова ния карбидов титана TiC являющихся дополнительной упрочняющей фазой. Сни жение перечисленных параметров у покрытий с содержанием титана свыше 4%мас.

вероятно вызвано разупрочнением материала связки из-за значительного перехода углерода из связки в карбиды титана в процессе наплавки.

В процессе электронно-лучевой наплавки наплавочных порошковых мате риалов на основе хромистого чугуна ПГС27 с титаном в полученных покрытиях на ряду с эвтектическими и первичными карбидами (Cr, Fe)7С3 формируются карбиды титана TiC. Дополнительная термическая обработка (отжиг при Т=1100 С, t= Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия мин, охлаждение в печи (муфельная печь)) повышает характеристики твердости и абразивной износостойкости у покрытий всех составов.

Список литературы 1. Добровольский А.Г., Кошеленко П.И. Абразивная износостойкость материа лов: Справочное пособие. – К.: «Техника», 1989. – 128 с.

2. Гуляев А. П. Металловедение. Учебник для вузов. 6-е изд., перераб. и доп.

М.: Металлургия, 1986. – 544 с.

3. Тененбаум М.М. Износостойкость конструкционных материалов и деталей машин при абразивном изнашивании. – М. : Машиностроение, 1966. – 331 с.

4. Клейс И.Р. Основы выбора материалов для работы в условиях газоабразивно го изнашивания // Трение и износ. – 1980. – Т. 1, №2. – С. 263 – 271.

5. Цыпин И. И. Белые износостойкие чугуны. Структура и свойства. М.: Метал лургия, 1983. – 176 с.

ВЛИЯНИЕ ВНЕВАКУУМНОЙ НАПЛАВКИ ЭЛЕКТРОННЫМ ЛУЧОМ НА СТРУКТУРУ И МИКРОТВЕРДОСТЬ КОМПОЗИЦИОННОГО ПОКРЫТИЯ «СТАЛЬ Р6М5+30%WC»

А. К. ЖУНУСБАЕВА Томский политехнический университет В настоящее время детали механизмов и машин изготавливаются из различ ных марок экономно легированных сталей в зависимости их назначения. Наиболее часто основным выходом из строя данных изделия является износ. Износ деталей машин зависит от условий трения, свойств материалов и конструкции. Износ при водит к снижению качеств изделий и к потере их потребительской ценности. Износ можно рассматривать как механический процесс, осложнённый действием физиче ских и химических факторов, вызывающих снижение прочности микрообъёмов по верхностного слоя.

Для восстановления и изготовления новых деталей в настоящее время ис пользуют различные методы упрочнения. Это химико-термическая обработка (ХТО), наплавка с использование концентрированных потоков энергии ((КПЭ), им плантация, электронно-лучевая наплавка, плазменная наплавка и т.д.). Однако, от дельные участки данных деталей требуют создания упрочненных слоев значитель ной толщин (от нескольких сотен микрон до 1…5 мм). Кроме того, данные покры тия должны одновременно удовлетворять ряду требований. Это износостойкость, жаропрочность, коррозионную стойкость и т.д. Широкое распространение в по следнее время получили методы КПЭ для создания многофункциональных покры тий. В частности к ним относится метод электронно-лучевой наплавки (вакуумная и вневакуумная).

Для одновременного удовлетворения таких свойств как износостойкость, красностойкость, теплостойкость при большом количестве теплосмен (нагрев – охлаждения) наиболее подходит наплавочный материал на основе композиции «сталь Р6М5+WC». Однако, работ по исследованию структур и свойств данных по крытии выполненных вневакуумной электронно-лучевой наплавкой не проводи лось.

Цель работы – исследовать структуру и микротвердость композиционных покрытий «сталь Р6М5+WC» выполненных с помощью пучка релятивистских элек тронов выведенного в атмосферу.

В качестве наплавочного материала использовали смесь порошков сталь Р6М5 – WC (30 вес. %). В качестве флюса в смесь порошков добавлялся MgF2 в ко личестве 20%. Наплавку проводили на образцы размером 100509,5 мм, изготов ленные из стали 30. Число проходов электронного луча варьировалось от 1 до 3.

Наплавку проводили с помощью пучка релятивистских электронов выведенного в атмосферу (НИИЯФ СО РАН (г. Новосибирск)).

Структуру наплавленных покрытий исследовали с помощью оптического микроскопа OLYMPUS GX51 с комплектом прикладных программ SIAMS 700. Мик ротвердость (H) покрытий измеряли на приборе ПМТ-3 (ГОСТ 9450-76) с шагом по глубине 100 мкм при нагрузке 0.981 Н. Измерения проводили по двум дорожкам со смещением уколов в дорожках на 50 мкм, что позволило построить распределение микротвердости по глубине покрытия через 50 мкм.

В зависимости от числа проходов электронного луча наблюдается изменения в количестве проплавления основного металла. В ходе первого и второго прохода электронного луча происходит подплавление основного металла на общую глубину 1500 мкм (750 +750 мкм). Третий проход не приводит к подплавлению подложки. В таблице 1 представлены результаты расчета химического состава покрытия в зави симости от числа проходов. В качестве исходных данных был взят химический со став смеси наплавочного порошка. Из таблицы видно, что для сохранения заклады ваемой концентрации легирующих элементов в покрытии необходимо их долю в исходной наплавочной смеси повышать с учетом подплавляемого объема подложки.

Таблица 1 -Химический состав покрытий в зависимости от числа проходов элек тронного луча Число про- W, % Mo, % Cr, % V, % C, % Fe ходов 1 12.3 1.8 1.5 0.7 0.95 остальное 2 14.45 2.1 1.6 0.85 1.1 остальное 3 17.9 2.6 2.1 1.05 1.4 остальное Толщина упрочненного слоя с увеличением числа проходов растет с мкм до 3000 мкм. После первого прохода при анализе макроструктуры наблюдают ся только отдельные поры размером ~10 мкм (рис. 1а) и их объемная доля не пре вышает 0,5%. После второго прохода наблюдаются трещины, проходящие через весь упрочненный слой с элементами отслаивания покрытия от основы, рис. 1б.

Третий проход приводит к развитию трещин от зоны сплавления до примерно сере дины покрытия, рис. 1в. Трещин отслаивания покрытия от основы не наблюдается.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия а б в Рисунок 1 - Макроструктура покрытий после одного (а), двух (б) и трех (в) прохо дов электронного луча Для всех покрытий характерно дендритное строение наплавленного металла, рис. 1. По границам зерен выделяется эвтектика, состоящая из древовидных кри сталлов карбида типа М6С. Матрица в покрытии представлена аустенито мартенситной смесью. Количество остаточного аустенита, судя по микроструктуре, достигает 50% от общего объема матрицы.

На рис. 2 представлены графики изменения микротвердости по толщине по крытия в зависимости от числа проходов электронного луча. Видно, что микротвер дость слабо меняется по толщине наплавки. Прослеживается резкая граница между основным металлом и покрытием. Микротвердость покрытий изменяется в интерва ле от ~6000 МПа до ~8000 МПа.

H, МПа H, МПа Подложка Подложка H = 5947 ± 453 МПа H = 7737 ± 647 МПа Х, мкм Х, мкм 0 1000 2000 3000 0 400 800 1200 а б H, МПа Подложка H = 7178 ± 583 МПа Х, мкм 0 1000 2000 3000 в Рисунок 2 - Изменение микротвердости по толщине наплавки в зависимости от числа проходов: а – 1 проход;

б – 2 прохода;

в – 3 прохода Выводы 1. В процессе первого и второго проходов электронного луча происходит подплавление основного металла на общую глубину 1500 мкм. Дальнейшее увели чение числа проходов не ведет к подплавлению подложки.

2. При увеличении числа проходов электронного луча больше одного в мате риале покрытия формируются трещины, общая протяженность которых уменьшает ся с числом проходов. Пористость всех покрытий не превышает 0,5% 3. Структура покрытия имеет дендритное строение. Длина дендритов умень шается с увеличением числа проходов. Упрочненный слой состоит из древовидных дендритов и матрицы, находящийся в аустенитно-мартенситном состоянии. Количе ство остаточного аустенита может достигать 50% от общего объема матрицы.

4. На однородность формирующейся структуры указывает равномерное рас пределение микротвердости по толщине покрытия.

ВЛИЯНИЕ ЧИСЛА ПРОХОДОВ РЕЛЯТИВИСТСКОГО ЭЛЕКТРОННОГО ЛУЧА НА СТРУКТУРУ И МИКРОТВЕРДОСТЬ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ М. К. САЛИКБАЕВА Томский политехнический университет В настоящее время детали механизмов и машин изготавливаются из различ ных марок экономно легированных сталей в зависимости их назначения. Наиболее часто основным выходом из строя данных изделия является износ. Износ деталей машин зависит от условий трения, свойств материалов и конструкции. Износ при водит к снижению качеств изделий и к потере их потребительской ценности. Износ можно рассматривать как механический процесс, осложнённый действием физиче ских и химических факторов, вызывающих снижение прочности микрообъёмов по верхностного слоя.

Для восстановления и изготовления новых деталей в настоящее время ис пользуют различные методы упрочнения. Это химико-термическая обработка (ХТО), наплавка с использование концентрированных потоков энергии ((КПЭ), им плантация, электронно-лучевая наплавка, плазменная наплавка и т.д.). Однако, от дельные участки данных деталей требуют создания упрочненных слоев значитель ной толщин (от нескольких сотен микрон до 1…5 мм). Кроме того, данные покры тия должны одновременно удовлетворять ряду требований. Это износостойкость, жаропрочность, коррозионную стойкость и т.д. Широкое распространение в по следнее время получили методы КПЭ для создания многофункциональных покры тий. В частности к ним относится метод электронно-лучевой наплавки (вакуумная и вневакуумная).

Для одновременного удовлетворения таких свойств как износостойкость, красностойкость теплостойкость при большом количестве теплосмен (нагрев – охлаждения) наиболее подходит наплавочный материал на основе быстрорежущий стали.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Однако работ по исследованию структуры и свойств покрытии на основе бы строрежущей стали выполненных электронно-лучевой наплавкой на открытым воз духе не проводилось.

Цель работы – исследовать структур и микротвердость упрочняющих по крытий на основе стали Р6М5 выполненных в пучке релятивистских электронов.

В качестве наплавочного материала использовали порошок сталь Р6М5. В качестве флюса в порошков добавлялся MgF2 в количестве 20%. Наплавку проводи ли на образцы размером 100509,5 мм, изготовленные из стали 30. Число проходов электронного луча варьировалось от 1 до 3. Наплавку проводили с помощью пучка релятивистских электронов выведенного в атмосферу (НИИЯФ СО РАН (г. Новоси бирск)).

Структуру наплавленных покрытий исследовали с помощью оптического микроскопа OLYMPUS GX51 с комплектом прикладных программ SIAMS 700. Мик ротвердость (H) покрытий измеряли на приборе ПМТ-3 (ГОСТ 9450-76) с шагом по глубине 100 мкм при нагрузке 0.981 Н. Измерения проводили по двум дорожкам со смещением уколов в дорожках на 50 мкм, что позволило построить распределение микротвердости по глубине покрытия через 50 мкм.

В зависимости от числа проходов электронного луча наблюдается изменения в объеме подплавляемого металла подложки. В ходе первого и второго прохода электронного луча происходит подплавление основного металла на общую глубину 1500 мкм (750 +750 мкм). Третий проход не приводит к подплавлению подложки. В таблице 1 представлены результаты расчета химического состава покрытия в зави симости от числа проходов. В качестве исходных данных был взят химический со став порошка стали Р6М5.

Таблица 1 - Химический состав покрытий в зависимости от числа проходов элек тронного луча Число про- W, % Mo, % Cr, % V, % C, % Fe ходов 1 2.18 1.8 1.45 0.7 0.3 остальное 2 2.18 1.82 1.45 0.73 0.3 остальное 3 2.7 2.3 1.8 0.9 0.37 остальное Толщина упрочненного слоя с увеличением числа проходов увеличивается с 1250 мкм до 2800 мкм. После второго прохода внутри покрытия наблюдаются тре щины параллельные оси электронного луча (рис. 1б), которые не выходят на наруж ную поверхность покрытия и на границу раздела покрытие–подложка. Третий про ход приводит к полному исчезновению данных трещин. Однако в данном покрытии наблюдаются отдельные крупные поры, рис. 1в.

а б в Рисунок 1 - Макроструктура покрытий после одного (а), двух (б) и трех (в) прохо дов электронного луча Для всех покрытий характерно дендритное строение наплавленного металла, рис. 1. По границам зерен выделяется эвтектика, состоящая из древовидных кри сталлов карбида типа М6С. В этих же областях наблюдаются равноосные дисперс ные выделения частиц карбида ванадия. Матрица в покрытии представлена аусте нито-мартенситной смесью. Количество остаточного аустенита, судя по микро структуре не превышает 30% от общего объема матрицы.

На рис. 2 представлены графики изменения микротвердости по толщине по крытия в зависимости от числа проходов электронного луча. Видно, что микротвер дость слабо меняется по толщине наплавки. Прослеживается резкая граница между основным металлом и покрытием. Микротвердость покрытий изменяется в интерва ле от ~7000 МПа до ~9000 МПа с увеличением числа проходов электронного луча до 3.

10000 H = 7067 ± 604 МПа H, МПа H, МПа 8000 6000 Подложка H = 7406 ± 1330 МПа 4000 Подложка 2000 Х, мкм 0 2000 Х, мкм 0 500 1000 1500 2000 2500 0 а б H, МПа Подложка H = 8867 ± 812 МПа Х, мкм 0 1000 2000 3000 в Рисунок 2 - Изменение микротвердости по толщине наплавки в зависимости от числа проходов: а – 1 проход;

б – 2 прохода;

в – 3 прохода Выводы 1. В процессе первого и второго проходов электронного луча происходит подплавление основного металла на общую глубину 1500 мкм. Дальнейшее увели чение числа проходов не ведет к подплавлению подложки.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия 2. При двух проходах электронного луча внутри материала покрытия форми руются трещины не выходящие на поверхность раздела и наружную поверхность.

После трех проходов луча данные трещины не обнаруживаются.

3. Структура покрытия имеет дендритное строение. Длина дендритов уменьшается с увеличением числа проходов. Упрочненный слой состоит из древо видных дендритов карбида М6С, равноосных дисперсных карбидов VC и матрицы, находящийся в аустенитно-мартенситном состоянии. Количество остаточного ау стенита не превышает 30% от общего объема матрицы.

4. На однородность формирующейся структуры указывает равномерное рас пределение микротвердости по толщине покрытия.

АБРАЗИВНАЯ ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ АУСТЕНИТНЫХ ЭЛЕКТРОННО ЛУЧЕВЫХ АЗОТИСТЫХ ПОКРЫТИЙ Д.Н.ТАГИЛЬЦЕВА, Н.А.НАРКЕВИЧ Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Известно [1], что наилучшей износостойкостью в абразивной среде обладают материалы с аустенитной и аустенитно-мартенситной структурой. Такое предпочте ние связано с тем, что в процессе изнашивания аустенитная составляющая структу ры подвергается фрикционному упрочнению. Кроме того, основополагающим при разработке новых износостойких материалов и покрытий авторы [1,2] считают принцип нестабильности аустенита, когда под действием абразива в тонких поверх ностных слоях материала индуцируется превращение аустенита в мартенсит. Такое превращение является эффективным способом релаксации напряжений, возникаю щих в контакте рабочей поверхности с абразивом, что способствует повышению со противления изнашиванию. Типичным представителем износостойкого материала является сталь 110Г13. Другие стали на основе хромоникелевого аустенита, благо даря высокой энергии дефекта упаковки и стабильности аустенита, упрочняются при деформации слабее и хуже сопротивляются изнашиванию. Материалы на осно ве азотистого аустенита сочетают высокую коррозионную стойкость (на уровне Х18Н10Т) со способностью к деформационому упрочнению. В связи с этим пред ставляет интерес разработка новых наплавочных материалов для нанесения покры тий, работающих в коррозионной абразивной среде, основой которых является же лезохромомарганцевый аустенит, содержащий 0,5-0,8%N мас. (равновесное содер жание при атмосферном давлении). Характер изнашивания, механизм и износостой кость существенно зависят от свойств абразива, в частности от соотношения твер дости абразива и испытуемого материала, а также от схемы проведения испытаний.

Целью работы является исследование износостойкости и трибологических характеристик аустенитных азотистых электронно-лучевых покрытий в зависимости от схемы проведения испытаний и свойств абразива.

Исследуемые покрытия наносились методом электронно-лучевой наплавки порошка стали 60Х24АГ16 в вакууме. Электронно-лучевую наплавку [3], осуществ Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ, грант 09-08-059-а.

ляли на установке ЭЛУ-5. Покрытия наплавляли на плоские образцы, размерами 201008 мм из стали 65Г, после закалки ТВЧ с получением твердости 56HRC. По крытие, толщиной 2,5-3 мм, наплавляли за несколько проходов, каждый из которых формировал слой ~ 0,5 мм. Для исследования абразивной износостойкости дисперс но-упрочненного покрытия в порошок стали 60Х24АГ16 добавляли азотированный феррованадий в количестве 5, 10, 20, 25, 30% по массе. Химические составы компо нентов наплавочной смеси приведены в таблице 1.

Испытания на стойкость к абразивному изнашиванию проводили согласно ГОСТ 23.208-79. В качестве «мягкого» абразива использовали кварцевый песок с размером частиц 100-900 мкм. Эталоном был принят образец, изготовленный из стали 65Г в закаленном состоянии с твердостью 56 НRС. Абразивную износостой кость определяли, по формуле =Мэ/Мм, где Мэ- потеря массы эталона;

Мм- по теря массы испытуемого материала.

Таблица 1 - Химический состав компонентов наплавочной смеси, %мас.

Cr Mn C N Si Ni V Азотированный феррованадий 3,0 9,0 40, Порошок 60Х24АГ16 24,4 16,4 0,57 0,7 1,1 0, Применение в качестве эталона закаленной стали 65Г позволяет установить относительную износостойкость азотистых аустенитных покрытий в сравнении с углеродистым мартенситом. С другой стороны, полученные результаты можно на прямую использовать для аттестации наплавочных материалов, предназначенных для повышения эксплуатационной стойкости деталей сельскохозяйственного обору дования: лап культиватора, сегментов ножей косилки минитрактора, изготавливае мых из стали 65Г. В дорожках трения после испытаний о нежестко закрепленный абразив и испытаний при трении скольжения шарика из ВК6 измеряли эффектив ную микротвердость HVэфф :HVэфф = HV0 + HV, где HV0 – исходная микротвер дость;

HV – прирост микротвердости после испытаний.

Другая часть исследований проводилась на установке High-temperature Tribometr. В качестве трущего индентора применяли шарик диаметром 3 мм из твердого сплава ВК6. Испытания проводили при комнатной температуре с приспо соблением для удаления продуктов износа при скорости движения шарика 3 см/с по траектории диаметром 4 мм с нагрузками P = 1, 2, 3, 5, 6, 7Н. Износостойкость оп ределяли как среднее арифметическое из 5 измерений площади поперечного сече ния трека. Эффективную микротвердость и модуль упругости в треках исследуемых покрытий определяли на приборе Nano Hardness Tester при нагрузке P = 10мН по трем измерениям. Величину упругого восстановления We рассчитывали по формуле We = (hmax - hf) / hmax., где hmax глубина максимального проникновения индентора;

hf глубина проникновения индентора после снятия нагрузки. Сопротивление сдвигу поверхностного слоя покрытия, наплавленного порошком 60Х24АГ16, рассчитыва ли по формуле Ф. Боудена [19]: = kHэфф, где k – коэффициент трения;

Hэфф – мик ротвердость поверхности трения покрытия, МПа.

Испытания о нежесткозакрепленный магкий абразив показали, что с увели чением количества карбонитридов ванадия, вводимого в наплавочный порошок, увеличивается эффективная микротвердость и коэффициент относительной износо стойкости, рис.1.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия а а Рисунок 1 - Изменение микротвердости HV a и коэффициента относительной износостойкости б покрытий в зависимости от содержания азотированного феррованадия в наплавочном порошке При содержании азотированного феррованадия 10% мас. абразивная изно состойкость становится выше, чем у эталонного образца с мартенситной структу рой. Первичные твердые частицы азотированного феррованадия и V(C,N), внедрен ные в азотистую матрицу наплавленного покрытия, препятствуют взаимодействию кварцевого песка с мягкой матрицей.

Испытания скользящим шариком из ВК6 по круговой траектории можно представить как многократно повторяющийся акт взаимодействия единичной час тицы «твердого» абразива с поверхностью испытываемого покрытия.

В этом случае фрикционное упрочнение и коэффициент упругого восстанов ления покрытия, наплавленного порошком стали 60Х24АГ16 с ростом нагрузки увеличиваются, рис.2, рис.3, причем эффективная микротвердость по величине су щественно выше, чем в случае испытаний в «мягком» нежесткозакрепленном абра зиве.

Рисунок 2 - Зависимость сопротивления сдвигу -1, микротвердости HV-2 и коэф фициента трения f -3 от нагрузки на шарик из ВК6, при трении скольжения по по крытию, наплавленному порошком 60Х24АГ Рисунок 3 - Зависимость коэффициента упругого восстановления We от нагрузки на шарик из ВК6, при трении скольжения по покрытию, наплавленному порошком 60Х24АГ Следует отметить, что упругие свойства активного поверхностного слоя при увеличении нагрузки до 5Н практически не изменяются. С увеличением нагрузки на твердосплавный шарик больше 5Н отмечается увеличение коэффициента упругого восстановления. Возможно, это связано с тем, что при измерении микротвердости с нагрузкой 10 мН тонкий поверхностный слой в треке продавливается алмазной пи рамидой, и измеренные значения характеризуют состояние не столько поверхност ного слоя, сколько подслоя. Кроме того, установлено, что коэффициент трения сни жается, а сопротивление сдвигу поверхностного слоя изменяется по кривой с мак симумом, рис. 2. Как показано в [4], уменьшение сопротивления активного поверх ностного слоя сдвигу в направлении действия силы трения связано с сокращением числа действующих систем скольжения в азотистом аустените, анизотропном в силу направленной кристаллизации покрытия. Уменьшение коэффициента трения и со противления сдвигу при больших нагрузках, возможно, свидетельствует о измене нии механизма деформации поверхностного слоя покрытия при фрикционном на гружении. Добавление в наплавочный порошок азотированного феррованадия су щественно повысило износостойкость азотистого покрытия, в исследуемом интер вале нагрузок, рис. 4а.

Рисунок 4 - Изменение площади поперечного сечения треков в покрытиях при тре нии скольжения твердосплавного шарика в зависимости от нагрузки - а (1 - по крытие, наплавленное порошком 60Х24АГ16, 2 – покрытие, наплавленное порошком 60Х24АГ16 + 10% азотированного феррованадия) и от массовой доли азотирован ного феррованадия в наплавочном порошке - б Испытания показали, что добавление азотированного ванадия в наплавочный порошок увеличивает износостойкость тем больше, чем больше его массовая доля, рис. 4б. Наибольший прирост износостойкости отмечается при добавлении в напла вочный порошок 60Х24АГ16 до 20 % азотированного феррованадия. Дальнейшее увеличение содержания азотированного феррованадия на износостойкость азоти стых покрытий не повлияло. Это можно объяснить тем, что частицы азотированного феррованадия создают своеобразный каркас и препятствуют взаимодействию твер досплавного шарика с азотистой матрицей. Для формирования такого каркаса дос таточно добавления в наплавочный порошок 20% азотированного феррованадия.

Таким образом, азотистый аустенит склонен к сильному фрикционному уп рочнению, характерному как при взаимодействии с мягким абразивом -кварцевым песком, так и со сплавом ВК6. С ростом нагрузки фрикционное упрочнение увели чивается, коэффициент трения уменьшается. Резкое уменьшение сопротивления сдвигу активного поверхностного слоя покрытия соответствует нагрузке, превы шающей 5Н. Добавление в наплавочный порошок 10-20% по массе азотированного Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия феррованадия существенно повышает сопротивление изнашиванию как при испы таниях в мягком абразиве, так и в результате трения скольжения твердосплавного шарика по поверхности азотистых покрытий.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ, грант 09-08-059-а.

Список литературы 1. Шейнман Е.Л. Абразивный износ. Обзор американской перчати. Абразивная стойкость материалов // Трение и износ. 2006. Том 27, №1. С.110-122.

2. Филиппов М.А., Б.А.Кулишенко, Вальков Е.В. Износостойкость наплавочно го сплава с метастабильным аустенитом // МиТОМ 2005. №1. С.9-11.

3. Панин В.Е., Белюк С.И., Дураков В.Г. и др. Электронно-лучевая наплавка в вакууме: оборудование, технология, свойства покрытий // Сварочное произ водство, 2000. - №2. – С. 34-38.

4. Коршунов Л.Г., Гойхенберг Ю.Н., Терещенко Н.А., Уваров А.И., Макаров А.В., Черненко Н.Л. Износостойкость и структура поверхностного слоя азот содержащих нержавеющих аустенитных сталей при трении и абразивном воздействии // ФММ. 1997. Т. 84. Вып. 5. С. 137-149.

РЕЛАКСАЦИОННЫЕ ПРОЦЕССЫ В АУСТЕНИТНЫХ АЗОТИСТЫХ ПОКРЫТИЯХ, ПОЛУЧЕННЫХ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ НАПЛАВКОЙ И.А. КОПЫЛОВА, Е.А. ИВАНОВА, Н.А. НАРКЕВИЧ Томский политехнический университет Известно, что лазерная и электроннолучевая обработки, а также методы на несения покрытий с использованием концентрированных потоков энергии позволя ют получать упрочненные поверхностные слои. Эффект упрочнения достигается благодаря формированию градиентной по химическому составу композиции: уп рочняемая поверхность - покрытие, в которой покрытию, обладающему особыми свойствами, отведена роль рабочей поверхности. В покрытии благодаря высокой скорости кристаллизации и охлаждения образуются пересыщенные твердые раство ры, развивается высокотемпературный наклеп, повышается плотность дефектов кристаллического строения и, под действием напряжений, имеющих различную природу, идут пластические сдвиги [1]. Остаточные напряжения возникают в по верхностных слоях при обработке лазерным или электронным пучками с оплавле нием и при температурах ниже солидуса. Часто они приводят к значительному из менению формы и размеров упрочняемого изделия, разрушению или отслаиванию покрытия. Уменьшить величину остаточных напряжений совершенствованием тех нологических приемов нанесения покрытий практически невозможно, поскольку помимо разницы в химическом составе, и следовательно в термических коэффици ентах линейного расширения упрочняемой поверхности и покрытия, определяю щую роль в формировании напряженного состояния играют температурные гради енты. В связи с этим наиболее перспективным направлением является разработка покрытий, которые способны не только упрочнять рабочие поверхности деталей машин и механизмов, но и релаксировать остаточные и внешние приложенные на пряжения путем трансформирования своей структуры.

Настоящая работа посвящена исследованию механизмов релаксации оста точных напряжений в покрытии, полученном электронно-лучевой наплавкой, с ау стенитной основой, легированной азотом.

В работе исследовано покрытие, полученное электронно-лучевой наплавкой порошка 60Х24АГ16 (0,57 масс.% С;

24,4 Cr;

16,4 Mn;

0,7N, остальное Fe), дисперс ностью 50 мкм. Наплавку проводили на жестко закрепленные в оправке пластины из стали 65Г шириной 20 мм, длиной 100 мм и толщиной 8 мм на установке ЭЛУ-5.

Параметры электронно-лучевой наплавки подбирались экспериментально, исходя из требования получения на упрочняемой поверхности жидкой металлической ванны с температурой, превышающей ликвидус не более чем на 100-1500С. Такое ограниче ние позволяет минимизировать потери легирующих элементов вследствие их испа рения, обеспечивает гомогенное растворение частиц наплавочного порошка в рас плаве и позволяет формировать плотные покрытия с минимально возможной шеро ховатостью. Электронный пучок разворачивали в две линии. В жидкометалличе скую ванну, образованную первой линией на поверхности подложки, через дозатор со скоростью 710 г/мин подавался наплавочный порошок. Вторая линия переплав ляла его, захватывая подложку. Покрытие толщиной 2-3 мм наплавляли за несколь ко проходов, каждый из которых формирует слой в ~ 0,5 мм. Ток электронного пуч ка изменялся в пределах 0,020,04А, при скорости перемещения подложки относи тельно электронного пучка 3 мм/c. Химический анализ полученных покрытий про водили методом О-же электронной спектроскопии на приборе Шхуна-2. Структуру и фазовый состав покрытия исследовали на металлографическом микроскопе AXIOVERT-25CA и дифрактометре ДРОН-4М на торцевых шлифах и послойно с разрезкой покрытия электроискровым способом на пластины толщиной 0,5 мм в на правлении, параллельном поверхности основного материала, то есть съемкой ди фрактограмм в двух взаимно перпендикулярных направлениях. Микродеформации кристаллической решетки покрытия, вызванные действием напряжений II рода, оп ределяли по уширениям дифракционных максимумов [2] в пластинах, толщиной 0, мм, вырезанных электроискровым способом с последующей электрополировкой.

Азотистое покрытие формируется электронно-лучевой наплавкой в неравно весных условиях, обусловленных высокой скоростью нагрева, расплавления, кристал лизации и охлаждения покрытия, а также технологически необходимым воздушным вакуумом в наплавочной камере. Эти условия в сочетании с направленным охлаж дением предопределяют формирование покрытия с текстурой кристаллизации, с из мененными по отношению к наплавочному порошку химическим и фазовым соста вами. По данным О-же спектроскопии химический состав азотистого покрытия практически не изменился, в то время как фазовый претерпел существенные изме нения. В наплавочном порошке азот находится в связанном состоянии в нитридах хрома, а в наплавленном покрытии вследствие высокой скорости охлаждения азот полностью переходит в твердый раствор.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Рисунок 1 - Фрагмент панорамы структура покрытия, полученного электронно лучевой наплавкой порошка стали 60Х24АГ Рисунок 2 - Дифрактограммы, полученные съемкой зоны сплавления покрытия, на плавленного порошком 60Х24АГ16 от торцевого шлифа (плоскость шлифа перпен дикулярна плоскости основного материала из стали 65Г) -а, от слоя покрытия, примыкающего к зоне сплавления -б и поверхностного слоя покрытия -в. Дифракто граммы б, в получены от пластин, вырезанных параллельно плоскости основного материала из стали 65Г На рисунке 1 показан фрагмент панорамы структуры наплавленного покры тия, на которой выявляется зона, шириной 300 мкм крупнокристаллических аусте нитных зерен, вытянутых в направлении, перпендикулярном основному металлу и совпадающем с направлением движения фронта кристаллизации. Размер зерен в по перечном сечении изменяется от 30 до 120 мкм с коэффициентом неравноосности k=2. Анализ дифрактограммы, полученной съемкой без вращения с торцевой по верхности образца, показал, что в этом слое покрытия формируется текстура кри сталлизации со значительным увеличением интенсивности дифракции от плоско стей {111} по сравнению со стандартными данными, соответствующими нетексту рированному -Fe.

Анализ дифрактограммы, снятой от этого же слоя покрытия в направлении, параллельном поверхности основного металла, выявил другую преимущественную ориентацию аустенитных зерен в плоскости шлифа, соответствующую семейству плоскостей {200}, рис.2, что свидетельствует о сложной текстуре, формирующейся в процессе кристаллизации покрытия и обусловленной не только направленным ох лаждением, но и температурным градиентом в пятне нагрева электронным пучком.

Текстура в поверхностных слоях покрытия проявляется в значительно меньшей сте пени.

Поскольку упрочняемая пластина при наплавке была жестко закреплена, час тично остаточные напряжения, по величине превосходящие предел текучести, ре лаксировали путем деформирования материала покрытия. При металлографических исследованиях шлифов, вырезанных в двух взаимно перпендикулярных направле ниях, в отдельных, вероятно, в наиболее благоприятно ориентированных зернах ау стенита наблюдается множественное двойникование, рис. 3, являющееся одним из основных механизмов деформации сплавов с низкой энергией дефекта упаковки.

Двойники деформации наблюдаются во всем объеме покрытия. Как показано в [1], наблюдаемое множественное двойникование указывает на импульсный, высокоско ростной характер термопластической деформации в материалах, обработанных кон центрированными потоками энергии.

Рисунок 3 - Структура поверхностного слоя покрытия - а и слоя вблизи с зоной сплавления на торцевом шлифе, вырезанном перпендикулярно поверхности основно го металла - б Экспериментально установлено, что в результате пластической деформации в структуре покрытия возникли так называемые напряжения II рода, вызывающие смещения атомов из узлов кристаллической решетки при зарождении и движении дислокаций, при легировании твердого раствора. В качестве эталона для определе ния физического уширения использовали фрагмент покрытия после закалки от 11500С в воде и электролитического полирования. Целью назначенной термообра ботки было рекристаллизовать покрытие и сформировать структуру, максимально приближенную к структуре покрытия после электронно-лучевой наплавки. Методом аппроксимации установлено, что уширения дифракционных максимумов от плоско стей (111), (220), (311) (222) обусловлены исключительно микродеформациями кри сталлической решетки. Величина блоков когерентного рассеяния, существенно пре вышает 100 нм, что позволяет исключить влияние измельчения структуры покрытия на уширение (погрешность метода превышает измеряемую величину D). Микроде формации в слое покрытия, расположенном рядом с зоной сплавления со структу рой крупнокристаллического аустенита, и в поверхностном слое составляют 0,0173% и 0,009% соответственно. Плотность дислокаций, рассчитанная по фор муле =А2 [3], где - физическое уширение линии (111) аустенита, рад. и А - по стоянный коэффициент, равный 21016 в слое покрытия, расположенном рядом с зоной сплавления составляет 2,441010см-2, а в поверхностном слое 2,251010см-2. На увеличение ширины дифракционных максимумов могут оказывать влияние множе ство факторов, в том числе степень легирования твердого раствора. Незначительное увеличение микродеформаций и плотности дислокаций в слое покрытия, сопрягаю Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия щемся с основным материалом, проявляется вследствие влияния на него недефор мирующегося основного материала, температурного градиента в смежных объемах покрытия и основного материала, имеющих разный тип кристаллических решеток, а также из-за наибольшего растворения карбидных частиц, что подтверждается дан ными структурных и рентгенофазовых исследований.

В структуре покрытия рентгенографическими и металлографическими ис следованиями выявляются частицы карбидов (Cr, Fe)7C3 и Cr23C6, расположенные преимущественно по границам аустенитных зерен. Объемная доля карбидных час тиц в слое покрытия с крупнокристаллическим аустенитом существенно меньше - 1 2%, чем в объеме покрытия, где наблюдаются значительно более крупные частицы неправильной формы с объемной долей 5-6%, препятствующие росту зерна при ох лаждении многослойного покрытия, рис.3.

Выводы В азотистом покрытии, полученном электронно-лучевой наплавкой под дей ствием остаточных напряжений активно развиваются релаксационные процессы, что проявляется в увеличении плотности дислокаций. Одним из основных механиз мов деформации является двойникование.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ, грант 09-08-059-а.

Список литературы 1. Бровер А.В., Пустовойт В.Н. О локализованных напряжениях в лазерно облученной поверхности металлических материалов // Упрочняющие техно логии и покрытия. 2010. №1. С.3-7.

2. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и элек тронно-оптический анализ. М.:МИСИС, 2002. 360 с.

3. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов.

М.:Физматгиз, 1961.863 с.

ВЛИЯНИЕ ПОКРЫТИЙ ЛИТЕЙНОЙ ФОРМЫ С НАНОПОРОШКАМИ НА КРИСТАЛЛИЗАЦИЮ БРОНЗ Д.С.ШАХОВА, Н.В.МАРТЮШЕВ, А.Г.МЕЛЬНИКОВ Томский политехнический университет В промышленности бронзы с высоким содержанием свинца применяются, как правило, для изготовления деталей, работающих на износ, и от них не требуется высоких механических свойств. Но существует группа изделий из бронзы, например уплотнения и поршневые кольца компрессоров высокого давления, работающих на износ в условиях циклических нагрузок. В производственной практике они выходят из строя, из-за разрушения. Свинец повышает триботехнические свойства таких бронз. Не растворяясь в меди при низких температурах, свинец образует включения в медной матрице, как правило, имеющие неправильную форму с рваной межфаз ной поверхностью. Обладая очень низкими прочностными характеристиками, эти включения становятся концентраторами напряжения. Исходя их этого, одним из эффективных способов повышения прочностных характеристик таких бронз являет ся изменение формы свинцовых включений (по аналогии с графитом в чугуне). Для формирования определенной морфологии свинцовых включений отливки охлажда ются с определенными скоростями [1,2]. Низкие скорости охлаждения приводят к сфероидизации свинцовых включений, высокие к получению вытянутой формы включений с рваной, неровной поверхностью [3]. Оптимальной формой включение с точки зрения прочности будет сферическая форма, получаемая при низких скоро стях охлаждения. Снизить скорость охлаждения при литье в кокиль можно путем его нагрева. Однако при нагреве кокиля до температур 600-800С часто происходит приваривание отливки к литейной форме, что значительно затрудняет её извлечение и приводит к быстрому выходу из строя самого кокиля. Кроме того литье в кокиль дает структуру с разной зернистостью по сечению отливки.

Одним из путей решения этих проблем может стать использование защитно разделительных покрытий литейной формы с добавкой специальных теплоизоли рующих веществ. В качестве таких веществ предлагается использовать нанопоро шок диоксида циркония, обладающий очень низкой теплопроводностью (1,7-1, Вт/(м·К)) и нанопорошок оксида алюминия (30-13 Вт/(м·К)). В настоящей работе проведены сравнительные исследования структуры отливок из свинцовистых и свинцово-оловянистых бронз полученных с использованием защитно разделительных покрытий содержащих нанопорошок диоксида циркония.

Материалом для проведения исследований служили бронзы марок БрС10, БрС30 и БрО8С10Ц2Н2. Элементный состав исследуемых материалов приведен в таблице 1.

Таблица 1 - Элементный состав исследуемых материалов Исследуемый мате- Химический состав, % (по массе) риал Cu Pb Ni Zn Sn Бр. С10 90 10 - - Бр. С30 90 30 - - БрО8С10Ц2Н2. 78 10 2 2 Изготовление заготовок велось способом горизонтального центробежного литья в стальные и чугунные формы. Плавку проводили в высокочастотной индук ционной тигельной печи ВЧГ2-100/0,066 из технически чистых металлов в тигле из силицированного графита. Раскисление велось фосфористой медью из расчета 2,5 % на вес всей шихты. Температуру заливки контролировали по тонкой графитовой таблетке, закрывающей зеркало расплава, при помощи быстродействующего инфра красного оптического пирометра ТПТ-90 фирмы Agema (Швеция) с лазерным наве дением. Скорости охлаждения определялись с помощью оригинального высокоско ростного прибора «Термограф», разработанного в Томском политехническом уни верситете, по методике описаний в [4]. Скорость съемки прибора «Термограф» – точек/сек.

Первой задачей проведенного исследования было выяснить, насколько влия ет обмазка на основе нанопорошков оксидов металлов на скорость охлаждения от ливок и как она изменяется по сечению отливки. На поверхность литейной формы наносилось покрытие, состоящее из нанопорошка диоксида циркония и индустри ального масла. Затем при заливке расплавленного метала (свинцовистой бронзы) прибором “Термограф” строились кривые охлаждения. Построение кривых велось по значениям, снятым с термопары, помещенной у самого края формы. Так же был проведен эксперимент с термопарой, помещенной в центре отливки;

для всех зали Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия вок использовалась одна и та же толщина наносимого слоя обмазки. Проведенный эксперимент показал, что разница в кривых охлаждения оказалась весьма значи тельна лишь в начальные моменты охлаждения. С падением скорости охлаждения (приблизительно через 4с после заливки) кривые выполаживаются и идут парал лельно. Так, с применением в составе обмазки порошков скорости охлаждения в момент кристаллизации составили: 75°C/c – отсутствие обмазки;

65°C/c – оксид алюминия Al2O3;

45°C/c – диоксид циркония ZrO2. С применением обмазки разни ца в скоростях охлаждения между краем отливки и центром становиться менее за метной.

Анализ микроструктуры отливок показал, что микроструктуры центра отли вок отличаются друг от друга не значительно, однако приповерхностные слои име ют сильные отличия (см. рис. 2, 3). Разница в структурах наблюдается как для бронз БрС10, БрС30, так и для БрО8С10Ц2Н2. Это говорит о том, что наиболее значи тельные изменения в структуре отливок при использовании обмазок происходят в поверхностных слоях.

Рисунок 1 - Зависимость температуры бронзы БрС10 от времени при заливке в чу гунную форму с применением различных обмазок формы Заливка в литейную форму без использования покрытия бронзы марки БрС приводит к образованию рваных неровных включений свинца выходящих на по верхность отливки, что является зародышем трещины. На рис. 2а видны вытянутые черный полоски свинцовых включений на фоне светлой медной матрицы. Примене ние обмазки на основе УДП оксида алюминия приводит к снижению скорости ох лаждения, и как следствие, изменяется форма свинцовых включений. Их форма ста новится менее вытянутой. Введение в качестве наполнителя покрытия литейной формы нанопорошка диоксида циркония приводит к еще большей сфероидизации включений свинца и выравниванию их межфазной поверхности (см. рис. 2б).

Подобная картина наблюдается и при заливке многокомпонентной свинцово оловянистой бронзы марки БрО8С10Ц2Н2. Микроструктура отливок из такой брон зы состоит из матрицы (-твердого раствора олова, цинка и никеля в меди), вклю чений упрочняющей составляющей, и включений свинцовой фазы (см. рис. 3b). Та ким образом, бронза БрО8С10Ц2Н2 является уже трехфазным сплавом, что будет оказывать дополнительное влияние на свойства при изменении скорости охлажде ния. Применение обмазки формы при литье такой бронзы так же приводит к сфе роидизации свинцовых включений и выравниванию формы их межфазной поверх ности, что можно увидеть на рис. 3б. Но вместе с эти в таких бронзах применение при литье покрытия формы на основе нанопорошка диоксида циркония приводит к увеличению содержания эвтектоида. Эвтектоид, являясь самой твердой фазой в та ких бронзах, будет повышать их твердость.

Рисунок 2 - Микроструктура поверхности отливок из бронзы БрС10 полученная: а – без использования обмазки;

б – с обмазкой на основе нанопорошка диоксида циркония Рисунок 3 - Микроструктура поверхности отливок из бронзы БрО8С10Ц2Н2 полу ченная: а – без использования обмазки;

б – с обмазкой на основе нанопорошка диоксида циркония Кроме того, необходимо отметить, что разница микроструктуры в центре и у края отливки для образцов, полученных без использования покрытия кокиля весьма значительна. Для образцов же полученных с использованием разработанного по крытия такой разницы не наблюдается. Это справедливо как для бронз марки БрС10, БрС30, так и для БрО8С10Ц2Н2.

Таким образом, установлено, что применение обмазок, содержащих в качест ве наполнителя ультрадисперсные порошки оксидов металлов (алюминия и цирко ния), позволяет снизить скорость охлаждения поверхностного слоя отливки и уве личить время её нахождения в состоянии расплава.


Применение обмазок разработанного состава позволяет изменить микро структуру поверхностного слоя исследуемых бронз (см. таблицу 1). За счет замед Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия ления скорости охлаждения кристаллизация поверхностного слоя проходит за больший промежуток времени, в результате чего выравнивается микроструктура отливок по сечению. Величина зерна, параметры дендритов матрицы в центре от ливки и на её поверхности становятся близки по значениям, а свинцовые включения сфероидизируются и их межфазная поверхность выравнивается.

Список литературы 1. Кац А.М. Исследование распределения включений свинца в литой латуни ЛС 63-3 // Цветные металлы. – 1968. – №5.

3. Мысик Р.К. Структура литых заготовок из свинцовых латуней и механиче ские свойства прутков из этих сплавов // Изв. вузов. Цветная металлургия. – 1995. – №2. – С.35–38.

4. Мартюшев Н.В., Корчмит А.В. Распределение свинцовых включений в структуре медных сплавов// Материалы всероссийской научной конференции молодых ученых “НАУКА. ТЕХНОЛОГИИ. ИННОВАЦИИ”. – Новосибирск:

НГТУ, 2006. – ч. 2, с. 189- 5. Корчмит А. В., Егоров Ю.П. Методика определения скорости охлаждения бронзы БрОСЦН 10-13-2-2 в формах с разной теплопроводностью // Обра ботка металлов. – 2005. – № 1. – С.23–25.

ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ТРЕНИЯ НА МИКРОСТРУКТУРУ И СВОЙСТА ПОКРЫТИЯ FECU6, ПОЛУЧЕННОЕ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ НАПЛАВКОЙ В ВАКУУМЕ Я.В.БАНЬКОВА Томский политехнический университет При открытой рыночной экономике расширение промышленного производ ства невозможно без решения проблем повышения качества и конкурентоспособно сти выпускаемых машин. Одной из важных задач при обеспечении качества маши ны является повышение эксплуатационных показателей их деталей. Эти показатели определяются параметрами качества поверхностного слоя. Известно, что до 70% причин выхода из строя машин и механизмов связано с износом узлов трения. Сле довательно, одним из направлений обеспечения качества машин является повыше ние износостойкости этих деталей, которое может быть достигнуто путем включе ния периода приработки на стадию изготовления за счет применения соответст вующих технологических процессов изготовления. Износ зависит от многих пара метров качества поверхностного слоя, поэтому важно знать возможности управле ния комплексом этих параметров в процессе обработки, включая геометрические, механические, физические и химические структурные свойства.

Наиболее прогрессивной технологией нанесения износостойких покрытий является электронно-лучевая наплавка (ЭЛН) в вакууме. ЭЛН обладает рядом осо бенностей, которые выгодно отличают ее от других методов нанесения покрытий:

рафинирование наплавляемого металла, благодаря вакуумной среде;

возможность плавной и точной регулировки мощности электронного луча, что способствует ми нимальному проплавлению основы и, следовательно, сохранению шихтового хими ческого состава в покрытии;

простота задания необходимых размеров наплавочной ванны;

небольшие размеры ванны расплава, а следовательно, концентрированный ввод энергии до 105 Вт/см2. Значительный перегрев ванны в зоне действия элек тронного луча способствует полному или частичному растворению твердых частиц в сварочной ванне, а минимальное время ее существования за счет большой скоро сти охлаждения (до 104 К/с) расплавленного металла формируют пересыщенный твердый раствор легирующих элементов в матрице либо выделения мелкодисперс ных фаз, создавая объемно-упрочненные покрытия «тугоплавкое соединение - ме таллическая связка». Всё это делает ЭЛН-технологию универсальной, позволяющей получать порошковые покрытия с различными функциональными характеристика ми и значительной толщины до 5 мм [1].

Использование высокотехнологичного метода электронно-лучевой наплавки покрытий в сочетании с композиционным материалом FeCu6, позволит получить дисперсно-упрочненные покрытия с высоким комплексом физико-механических свойств.

Анализ результатов исследований процесса изнашивания, проведенных в последние годы, показывает, что процессы деформирования поверхностных слоев и изнашивания при трении развиваются на мезо масштабном уровне. Эти исследова ния подтверждают высказанное Ригни Д.А. предположение о том, что высокие сте пени деформации, связанные с массопереносом на поверхности, обусловлены «ро тационным» характером деформирования с относительным разворотом фрагментов структуры преимущественно вокруг оси, перпендикулярной направлению трения и параллельной поверхности скольжения. Такой механизм ротационной пластично сти, связанный с возможностью проскальзывания ультрадисперсных фрагментов относительно друг друга, с одной стороны, обеспечивает в поверхностных слоях трущихся тел чрезвычайно большие пластические деформации. С другой стороны, вызывает локализацию напряжений разного знака в нижележащих слоях, масштаб которых совпадает с масштабом мезовихрей в поверхностном слое. Это, в свою оче редь, приводит к развитию вихревой мезоструктуры, имеющей другой масштаб. Та ким образом, мезомеханика изнашивания непосредственно связана с характером деформирования материала. При этом частицы износа это мезовихри деформации и разрушения в приповерхностных слоях трения. Фрагментация данных мезовихрей на более мелкие мезообъемы определяет дискретные размеры частиц износа и ин тенсифицирует процесс изнашивания. Для снижения скорости изнашивания нужно блокировать возникновение мезовихрей в приповерхностных слоях трения. Все из вестные случаи безызносного трения (алмазные покрытия, тонкие пленки меди) именно блокируют возникновение в приповерхностных слоях мезовихревой струк туры[2].

Целью данной работы является исследование влияния трения на микрострук туру и свойства покрытия FeCu6, нанесенного методом электронно-лучевой наплав ки в вакууме.

В процессе работы использовали следующие материалы и методику исследо вания. Покрытия толщиной 5 мм были получены методом электронно-лучевой на плавки в вакууме на подложках из малоуглеродистой стали размером 120204. Для предотвращения поводок и коробления подложки закреплялись на массивной стальной основе. В качестве наплавочного материала был использован промышлен ный порошок FeCu6.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Известно, что при электронно-лучевой наплавке покрытий в связи с высокой скоростью кристаллизации расплава формируются неоднородные структуры. Дан ное обстоятельство дает основание считать, что проведение дополнительной терми ческой обработки – гомогенизационного отжига (1150 оС с выдержкой 4 часа), за калки (1000 оС 10 минут, охлаждение в воду) и отпуска (600 оС 1час, охлаждение на спокойном воздухе)- может повлиять на изменение структуры покрытий и, как следствие, на уровень физико-механических свойств.

Триботехнические испытания проводили на машине трения 2070 СМТ-1 по схеме вал колодка (рис. 1). Скорость скольжения составляла V = 0.5 м/с при на грузке Р = 40 Н. В качестве контртела использовали вал из закаленной стали 45.

Рисунок 1 - Трибологическая схема испытания вал колодка (стрелкой Р указано на правление приложения внешней нагрузки, направление скольжения вала) [3] Микротвердость определяли на приборе ПМТ-3 с нагрузкой 100 грамм. Мик роструктуру покрытий исследовали на поперечных микрошлифах с помощью опти ческого микроскопа МИМ-9 и Axiovert-25.

На рисунке 2 приведены профили распределения значений микротвердости покрытия FeCu6, после различной термической обработки. Действительно, прове дение дополнительной термической обработки способствовало изменению свойств покрытий.

Рисунок 2 - Распределение микротвердости H на подложки в покрытие в образ цах после наплавки с последующей термической обработкой (гомогенизация, закалка, отпуск) Рисунок 3 - Изображения поверхности трения образца с покрытием FeCu6 после 40мин.

Наиболее существенное повышение свойств характерно для покрытий прошедших дополнительную термическую обработку.

Измерение микротвердости покрытия FeCu6 после наплавки показывает неравномерность наплавленного покрытия, что доказывает необходимость провести гомогенизацию. Из рис. мы видим, что гомогенизация приводит к уменьшению неоднородности по химическому составу. Проведенная закалка при водит к упрочнению, и получению неравновесного состояния структуры, что явля ется важным критерием для испытания покрытия на трение, так как поверхность должна быть двухфазной, то есть содержать и твердые и мягкие включения.

Проведенные испытания на трение образцов с покрытием FeCu6 показали, что на рабочей поверхности образца сформировалась дорожка трения (рис. 3, рис. 4, рис. 5) Рисунок 4 - Оптическое изображение дорожки трения для композиции с покрытием Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Рисунок 5 - Оптическое изображение фрагмента дорожки трения Формирование в приповерхностном слое наплавленного образца нескольких зон, расположенных на различном расстоянии от поверхности покрытия, выявляется и при измерении микротвердости, которая фиксирует три зоны с различными зна чениями средней микротвердости (рис. 6) Рисунок 6 - Распределение микротвердости H от покрытия к дорожке трения, от дорожки трения к покрытию в образцах после испытания на трение и износ Из рисунка 6, мы видим, что максимальное значение микротвердости наблю дается на дорожке трения, а это значит, что покрытие упрочняется в результате тре ния.


В результате данной работы было исследование влияние трения на свойства покрытий, полученных электронно-лучевой наплавкой в вакууме. Дополнительная термическая обработка (гомогенизационный отжиг) приводит к устранению неод нородности по химическому составу. Проведенная закалка приводит к упрочнению покрытия. Триботехнические испытания показали, что покрытие упрочняется в зоне трения, это связано с процессами деформирования поверхностных слоев при изна шивании.

Список литературы 1. Панин В.Е., Белюк С.И., Дураков В.Г. и др. Электронно-лучевая наплавка в вакууме: оборудование, технология, свойства покрытий // Сварочное произ водство. – 2000. - №2. – С.34-38.

2. Панин В.Е., Витязь П.А. / Физическая мезомеханика Т. 5. - № 1.- 2002.- С.5 13.

3. Панин С.В., Панин В.Е., Байбулатов Ш.А. и др. / Физическая мезомеханика Т.4.- № 4.-2001.- С.59-72.

ВЛИЯНИЕ СОСТОЯНИЯ ЭЛЕКТРОЛИТА НА КАЧЕСТВО ФОРМИРУЮЩИХСЯ КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ ОКСИДНО КЕРАМИЧЕСКИХ ПОКРЫТИЙ ПРИ МИКРОПЛАЗМЕННОЙ ОБРАБОТКЕ АЛЮМИНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ Т.И. ДОРОФЕЕВА, А.К. ЧУБЕНКО* Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томский государственный университет* dorofeevatomsk@rambler.ru, sc100@bk.ru В настоящее время наблюдается существенный рост потребления алюминие вых сплавов. В России ежегодный прирост составляет около 10%. Однако, низкая износостойкость и недостаточная коррозионная стойкость заметно ограничивают потребления алюминия в качестве конструкционного материала. Несомненно, рево люционной является возможность обработки поверхности металла микроплазмен ным методом с целью формирования многофункциональных оксидно-керамических покрытий различного назначения [1].

Существенным представляется то, что обработанная поверхность обладает целым комплексом эксплуатационных характеристик, которые не характерны ни для одного существующего сплава алюминия [2]. Фактически после обработки по лучается новый вид материала - не имеющий аналогов. При этом процесс микро плазменного оксидирования является управляемым, что позволяет получать покры тия с набором требуемых в каждом конкретном случае характеристик.

Осуществление микроплазменной обработки алюминия и его сплавов в про мышленном масштабе ставит новые задачи в области аналитического контроля за состоянием применяемых электролитов.

При эксплуатации электролитов с течением времени происходит изменение физико-химических свойств системы за счет протекании высокоэнергетических процессов и постепенное изменение как качественного, так и количественного со става, за счет протекания в растворе электролита химических реакций:

Al - 3е Al3+ Al3+ + 3F AlF Al3+ + 3ОН Al(OH) Al3+ + PO43 AlPO Al3+ + HPO42 Al2(HPO4) В химических реакциях, протекающих при микроплазменной обработке ма териалов, принимают участие практически все компоненты электролита и обраба тываемых сплавов, поэтому количественный и качественных учет происходящих с электролитом изменений представляет собой достаточно сложную задачу. Измене Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия ние состава электролита, и в первую очередь, уменьшение концентрации различных ионов за счет образования нерастворимых соединений, выпадающих в осадок на дне ванны, а также за счет включения компонентов электролита в образующееся покры тие на обрабатываемых изделиях приводит к уменьшению электропроводности электролита и уменьшению скорости протекания процессов. Данное обстоятельство оказывает негативное влияние на качество получаемых покрытий с течением време ни, что отражается в появлении непрокрытых или плохо покрытых участков по верхности, а также в дендридообразовании (рис. 1б).

а) б) Рисунок 1 - Фотографии поверхности алюминия после обработки в микроплазмен ном режиме в различных электролитах: а) свежеприготовленный электролит (об разец № 1), б) электролит после месяца непрерывной эксплуатации (образец № 2) Кроме того, в процессе эксплуатации электролита появляется необходимость в увеличении времени обработки поверхности для получения заданной толщины оксидно-керамического слоя.

На сегодняшний день существует множество способов выявления состава растворов, как качественного, так и количественного, но они имеют ряд недостат ков, связанных с длительностью проведения анализа, либо с необходимостью пред варительного отбора и подготовки пробы, а также высокой стоимостью применяе мых для этих целей аппаратурных средств.

В связи с этим возникает необходимость в разработке нового автоматизиро ванного способа анализа состояния электролита, отличающегося экспресностью, отсутствием стадий отбора и подготовки образца.

Принципиально новые возможности для аналитической диагностики элек тролитов, применительно к качеству получаемых в них покрытий, открываются при регистрации электрохимических параметров системы обрабатываемый металл – электролит в условиях воздействие на границу раздела двух сред высокоэнергетиче скими потоками. Такое воздействие приводит к возникновению новых и малоизу ченных в настоящее время химических реакций, физико-химических эффектов и процессов.

Для осуществления высокоэнергетического воздействия на границу раздела двух сред и измерения значения токов, задающего и поляризующего напряжений с целью построения циклических вольтамперных кривых, а также для расчетов вели чины сопротивления перехода процесса при высоковольтном воздействии на мате риал был сконструирован экспериментальный измерительный комплекс [3], кото рый состоял из следующих основных узлов: высоковольтного источника питания, трехэлектродной электрохимической ячейки, цифрового осциллографа с помощью которого осуществлялась регистрация значений тока и напряжения на ячейке с по следующей передачей этой информации в компьютер (рис. 2).

Рисунок 2 - Схема измерительной системы: 1-керамический стакан;

2 вспомогательный электрод;

3- электрод сравнения;

4- рабочий электрод Результаты измерений полученные на измерительном комплексе со скоро стью развертки потенциала 106 В/с при наложении трапециевидной формы задаю щего импульса, преобразуются в вольтамперные кривые. На рисунке 3 представле ны циклические вольтамперные зависимости полученные в ячейке со свежеприго товленным электролитом, а на рисунке 4 в ячейке с электролитом, который в тече нии месяца интенсивно эксплуатировался в рабочей ванне для нанесения оксидно керамических покрытий.

Форма вольтамперных зависимостей полученных с высоким разрешением, соотношение восходящей и нисходящей ее составляющих, максимальная величина тока и другие параметры являются откликом измерительной системы, и отражают химический состав электролита и его физические параметры. С течением времени эксплуатации электролита величина тока, ответственная за скорость протекающих процессов [1] падает, скорость формирования покрытия замедляется почти в два раза (на рисунке 3 максимальное значение тока равно 4 А, а на рисунке 4 – 2А).

Причем увеличение времени микроплазменной обработки не приводит смешению вольтамперных зависимостей в область низких значений тока, свидетельствовав шую о плотном сформировавшемся слое покрытия, как на рисунке 3, а сохраняется в одном и том же положении (рис. 4.), что свидетельствует об отсутствии качест венно формирующего слоя. При осмотре полученных образцов (рис. 1.), данные о свойствах покрытий подтвеждаются.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия 4 I, A I, A 10 c 1min 10 c 10min 3 1min 10min 2 1 U, B U, B 0 0 50 100 150 200 250 0 50 100 150 200 250 Рисунок 3 - Вольтамперные зависимости Рисунок 4 - Вольтамперные зависимо при обработке образца № 1 в свежепри- сти при обработке образца № 2 в элек тролите через месяц его непрерывной готовленном электролите эксплуатации Выбор классифицирующих электрических параметров и других признаков для определения пригодности электролита к дальнейшей эксплуатации и формули рования рекомендаций по корректировке состава, осуществляется исходя из воз можностей автоматизации.

Представляемый электрохимический метод анализа соответствует требова ниям, которые обычно выдвигаются к физико-химическим методам исследования, обладает высоким разрешением и чувствительностью, достаточной эксперимен тальной простотой, доступностью с точки зрения стоимости исследования, экс прессностью, отсутствием необходимости в использовании дорогостоящих реакти вов и расходных материалов, высокой производительностью. Метод относится к ме тодам анализа химических и физических свойств материалов и может быть исполь зован непосредственно на предприятиях, занимающихся микроплазменной обработ кой изделий из алюминия и его сплавов для внутрипроизводственного контроля за состоянием применяемых электролитов.

Список литературы 1. Мамаев А.И., Мамаева В.А. Сильнотоковые процессы в растворах электро литов. Новосибирск: СО РАН, 2005. С. 254.

2. Рамазанова Ж.М., Будницкая Ю.Ю., Бутягин П.И., Мамаев А.И. Коррозион ная стойкость МДО покрытий на сплавах алюминия. Коррозия: материалы, защита, 2004, №8, с.26-29.

3. Мамаев А.И., Мамаева В.А., Бориков В.Н., Дорофеева Т.И., Бутягин П.И.

Способ определения электрических параметров сильнотоковых импульсных процессов в растворах и компьютерная система измерения Патент РФ № 2284517 // БИ № 29, 27.09.2006.

СНИЖЕНИЕ ПРОЧНОСТНЫХ ХАРАКТЕРИСТИК ТРУБНОЙ СТАЛИ ПО ПРИЧИНЕ СТРЕСС - КОРРОЗИИ А.Ф.БАРХАТОВ Томский политехнический университет В настоящее время в России имеются десятки тысяч километров стальных нитей действующих магистральных нефте-газопроводов (МНГ) с преобладанием труб большого диаметра, которые находятся под высоким давлением нефти (до МПа) и газа (до 7,5 МПа). В практике эксплуатации МТ на Урале и в других север ных районах России наблюдаются аварийные разрушения труб по основной причи не стресс - коррозии. По данным ОАО «Газпром» ущерб от разрушения магистрль ного газопровода по причине стресс – коррозии обходится в 10 – 15 млн. руб. без учета недополученной прибыли.

Этому виду разрушения способствуют следующие факторы: высокие экс плуатационные напряжения в наполненных трубах;

наличие остаточных напряже ний, возникающих при гибки и сварке трубных заготовок;

присутствие воды и часто достаточно агрессивных почвенных сред в разных районах эксплуатации трубопро вода.

Поврежденная изоляция труб в процессе эксплуатации, конденсация влаги в местах отслоения изоляции и в так называемых “карманах” – около сварного шва, способствуют проникновению коррозионной или водородосодержащей среды к внешней поверхности труб, что вызывает стресс - коррозионные повреждения. Из вестно, что катодная защита трубопроводов может быть эффективным средством прерывания и торможения процессов коррозии. Однако используемые в настоящее время технология и средства катодной защиты не всегда позволяют постоянно под держивать заданные защитные потенциалы, безопасные для эксплуатации трубо провода. Аварийные разрушения крупных трубопроводов приводят к большим ма териальным затратам, поэтому анализ причин аварий при стресс - коррозии и выяс нение возможности их предотвращения являются важными и актуальными задача ми [1,2].

Как было сказано выше основной причиной образования стресс– коррозионных трещин является неправильно выбранный режим катодной защиты.

Для подавления скорости коррозии стенки подземного трубопровода необходимо, чтобы плотность тока катодной защиты была равна плотности предельного тока по кислороду (т.е. равнялась току коррозии), когда основной окислитель грунта – ки слород, «связывается» электронами, поступающими от станции катодной защиты, а не электронами кристаллической решетки стенки трубопровода. Однако на практи ке значения защитных потенциалов завышают, чтобы избежать режима недозащиты при неудовлетворительном состоянии изоляции. При завышенном же режиме ка тодной защиты на защищаемой поверхности трубопровода протекает катодное раз ложение воды с образованием водорода.

Выделяющийся при реакции водород частично молизуется, образует пузырь ки газа и уходит в коррозионную среду, а частично адсорбируется на поверхности металла и какое–то время пребывает на ней в атомарном состоянии. Некоторое ко личество водорода за это время успевает диффундировать в металл в виде ионов и раствориться в нем, либо относительно равномерно, «напрягая структуру», либо не равномерно, образуя локальные скопления. Ионы водорода частично выходят из пе Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия ресыщенной решетки стали в межзеренное пространство, на поверхность микропус тот, микротрещин, неметаллических включений или других коллекторов, захваты вая с собой электрон металла, и уже в виде атома водорода попадают в неметалли ческое пространство. В этой среде термодинамически неизбежно происходит моли зация водорода. Если диффузия не прекращается, указанный процесс приводит к созданию в коллекторах громадных давлений, так как молекулы водорода не могут диффундировать обратно в решетку (размеры молекул водорода больше размера протона на пять порядков). Описанное явление называют поэтому «эффектом ло вушки» [3].

Для определения предельного тока электровосстановления кислорода ис пользуют коррозионно-индикаторный зонд (разработан и изготовлен ООО « Тех ноаналит» г.Томск) с рабочим и вспомогательным электродами. Зонд устанавлива ют над трубопроводом и погружают на уровень его укладки. Рабочий электрод, вы полненный из трубной стали, подключают к источнику тока, величина которого по сле установления характеризует предельный ток электровосстановления кислорода.

Затем источник тока отключают, а рабочий электрод подключают к катодной защи те стального трубопровода и определяют величину защитного тока по микроампер метру. Определяют отношение тока катодной защиты к предельному току электро восстановления кислорода и сравнивают это отношение с предельно допустимой величиной. Для определения предельно допустимой величины указанных токов предварительно выполняют экспериментальные исследования с применением инди катора контроля наводороживания подземных трубопроводов и метода вакуумной экстракции, который используют для определения объемного электролитического наводороживания образцов из трубной стали при различных режимах катодной за щиты. Метод вакуумной экстракции основан на обратимости равновесного содер жания водорода в металле в зависимости от парциального давления в газовой фазе.

При постепенном накоплении водорода в ловушке происходит увеличение разрывающей силы F разр, которая представляет сумму разрывающих сил от давле ния водорода в микротрещине FH 2 и от рабочего давления:

F разр = Fн 2 + F раб, (1) F разр = В S разр, (2) где S разр – площадь разрыва, В – предел прочности трубной стали;

F раб = кн S разр, (3) где кн – кольцевое напряжение в стенке трубы.

Результаты расчетов и экспериментов приведены в таблице 1. Обозначения:

Pраб – рабочее давление транспортируемого продукта;

раб = кн – кольцевое на пряжение в стенке трубы;

F раб –разрывающая сила от рабочего давления;

Fн 2 – разрывающая сила от давления водорода;

Pн 2 – критическое давление водорода в микротрещинах.

Из данных, приведенных в таблице, вытекает, что по мере увеличения давле ния водорода в микротрещинах Pн 2 и роста рабочего давления Pраб транспорти руемого по трубопроводу продукта продолжительность периода до образования стресс-коррозионных трещин уменьшается. Это объясняет также причины появле ния стресс-коррозии прежде всего на магистральных газопроводах, где рабочее дав ление больше, чем на нефтепроводах [4].

Таблица 1 – Влияние режимов катодной защиты на наводороживание с учетом кольцевых напряжений в стенке трубопровода, возникающих от давления транс портируемого продукта Режим катодной защиты, iзащ/iпред 50 100 Увеличение давления водорода РH2, атм/сут 0,02 0,05 0, Интенсивность наводороживания, мг/100 г сут 0,0087 0,0175 0, Pраб, Период до образования стресс раб, МПа Fраб, кгс FH2, кгс РН2, атм МПа коррозионных трещин, год 5 207,5 9,753 14,218 452,803 62,03 24,81 17, 5,5 228,25 10,728 13,242 421,72 57,77 23,11 16, 6 249 11,703 12,267 390,669 53,52 21,41 15, 6,5 269,75 12,678 11,292 359,618 49,26 19,71 14, 7 290,05 13,632 10,338 329,236 45,1 18,04 12, 7,5 311,25 14,629 9,341 297,484 40,75 16,3 11, 8 332 15,604 8,366 266,433 36,49 14,59 10, В результате рассмотрения производственного опыта и современных дости жений науки обосновывается необходимость снижения стресс- коррозионной по вреждаемости действующих магистральных нефте - газопроводов. Проведен анализ и выявлены эффективные методы обнаружения стресс - коррозионной повреждае мости трубопроводов в процессе эксплуатации и прежде всего это применение кор розионно-индикаторного зонда с рабочим и вспомогательным электродами, рас смотрение экономических аспектов показывает большие перспективы применения данных методов, что позволит продлить срок службы трубопровода.

Список литературы 1. Коррозионное растрескивание под напряжением трубных сталей/ М.А.Конакова, Ю.А.Теплинский– Санкт – Петербург: 2004. – 356с.

2. Матвиенко А.Ф., Балдин А.В. Коррозионное растрескивание под напряжени ем сталей магистральных газопроводов. Аварийные разрушения // ФММ. – 1998. – Т. 86. – № 2. – С. 139 – 146.

3. Противокоррозионная защита объектов трубопроводного транспорта нефти и газа: учебное пособие/ В.И.Хижняков. – Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2005. – 188 с.

4. Хижняков В.И., Хижняков М.В., Жилин А.В. Способ определения продол жительности периода до образования стресс-коррозионных трещин в сталь ных трубопроводах. – Патент на изобретение от 20.12.2008 г.

СПОСОБЫ ПОВЫШЕНИЯ НАДЕЖНОСТИ И ДОЛГОВЕЧНОСТИ ЛОПАТОК ГАЗОВЫХ ТУРБИН А.Ф.БАРХАТОВ Томский политехнический университет Высокий уровень силовых и температурных воздействий газового потока из камеры сгорания на рабочие и направляющие лопатки предъявляет жесткие требо вания к конструкции лопаток [1].

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Основные факторы воздействующие на лопатки в процессе их эксплуатации:

Под воздействием температурно – силовых факторов через газопламенную среду происходит деградация структуры металла и образование в нем внутренних напря жений, статических напряжений от центробежных сил, термоциклических напряже ний. Следствием этого является возникновение дефектов в виде микротрещин и микропор. Повышается плотность вакансий и дислокаций, появляются линии скольжения и двойники, происходит выделение – фаз и карбидов, а также раство рение, коагуляция и т.д. В результате наступает предельное состояние материала, при котором возможно разрушение. Лопатки подвержены абразивному, коррозион ному и термоусталостному разрушению [2, 3].

В связи с очень жесткими условиями и режимами эксплуатации, лопатки первой ступени турбины высокого давления (ТВД) являются особо ответственными деталями газотурбинных двигателей, поэтому повышение их долговечности и на дежности является актуальной задачей в среде современных технических решений.

Основные повреждения. Трещины в вершине пера лопаток являются главны ми их дефектами, носят термическо- усталостный характер и связаны с цикличе ским изменением температуры по сечению пера при эксплуатации. Основную роль в их возникновении играет конструктивный фактор – месторасположение 3- го газо выводящего отверстия и нарушение равнопрочности перемычек С,к.. Наличие ра ковин металлургического характера является потенциальным источником возник новения более серьезных дефектов типа трещин. Микропоры в системе жаростойко го покрытия служат основной причиной высокотемпературной газовой коррозии лопаток и их газоэрозионного износа, а следовательно, причиной уменьшения ре сурса [2].

Методы повышения долговечности:



Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |   ...   | 10 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.