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 |   ...   | 4 | 5 || 7 | 8 |   ...   | 10 |

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

-- [ Страница 6 ] --

1) Известно, что уменьшение высоты микронеровностей приводит к умень шению концентраторов напряжения на поверхности. Это, при всех прочих равных условиях, выражается в повышении циклической долговечности для лопаток. Для этих целей используется процесс электролитно – плазменного полирования (ЭПП).

Сущность заключается в том, что лопатки помещаются в подогретый до 80-85 0С раствор нейтральных солей (NaCl). К ним подается отрицательный потенциал, а ванна является анодом. При погружении лопаток в раствор NaCl у поверхности возникает бурный поток восходящих пузырьков, через которые на выступающие микронеровности ударяет кратковременный разряд плазмы, приводящий к их сгла живанию[4].

2) Прочностные характеристики можно увеличить за счет разработки новых высокожаропрочных сплавов, обеспечивающих увеличение температуры газа перед турбиной, а также эффективных технологических процессов получения деталей из них.

Для обеспечения высоких жаропрочных свойств при изготовление рабочих лопаток современных ГТД в России и за рубежом используется технология высоко градиентной направленной кристаллизации, обеспечивающая получение монокри сталлической структуры с заданной кристаллографической ориентацией. Она по вышает качество структуры, обеспечивает ее однородность, уменьшает дендритную ликвацию, пористость.

Особенность процесса заключается в том, что при повышении температурно го градиента на фронте роста обеспечивается уменьшение высоты жидко- твердой зоны в интервале температур TS (солидус) - TL (ликвидус), в которой непосредст венно формируется дендритная структура [5].

Кроме того, существует ряд других методов, позволяющих увеличить ресурс лопаток турбин ГТУ. Так, проведенный литературный анализ, позволил выделить основные конструктивные и технологические решения. Данные, по которым пред ставлены в табл. 1.

Таблица 1 – Основные конструктивные и технологические решения Конструктивные решения Технологические решения Методы Конструктив Основные Определение Мате Покрытия восстанов ные назначе способы ресурса риал ления ния крепления Лопатки: ре гулирующей ступени (РС) промежуточ Жаростой- Рентгенос ной ступени Термообра кое покры Елочнооб- пектральный C,Cr,C части высоко ботка тие разный паз анализ o,M,W го давления Нанесение Керамиче Т-образный Количествен,Ti,Al, (ЧВД) и новых по ское по паз ный металло Nb,Ni.

среднего дав крытий крытие графический ления (ЧСД) анализ ступеней час ти низкого давления (ЧНД) Проведем анализ основных конструктивных и технологических решений представленных в таблице 1.Для изготовления лопаток могут применятся различные виды сплавов например : никелевый сплав марки ЧС70 - ВИ методом точного литья по выплавляемым моделям в вакууме. Сплав имеет оптимальный состав: 0,09% C, 15,9% Cr, 10,5 % Co, 2,0% Mo, 5,3% W, 4,6% Ti, 2,8% Al, 0,2% Nb, Ni – основа.

Сплав IN 738 марочный оптимальный химический состав сплава следующий: 16% Сr, 8,5 % Co, 2,6 % W, 1,75% Mo, 3,4% Al, 3,4 % Ti, 0,9% Nb, 1,75% Ta, 0,17% C, 0,01% B, 0,1% Zr [2,6].

Основные виды покрытий. Жаростойкие покрытия комбинированные и име ют два слоя. Внутренний – состоит из твердого раствора элементов Cr, Al, Y в ко бальте (светлая фаза) и интерметалида Co, Al (темная фаза). Подслой толщиной - 1, мкм состоит из сложнолегированного кобальта и карбидов. Наружный - представля ет собой диоксид циркония ZrO2 c вкраплениями чистого циркония (светлая фаза).

Керамическое покрытие имеет в своем составе SiC,BN,AlN,Al2O3 [2].

Методы определения ресурса. Рентгеноспектральный анализ основан на об лучение вещества поток электронов или фотонов высокой энергии. Количественный металлографический анализ основан на распределение температур по поверхности лопатки в опасном сечении, рассчитанном на основе температурных зависимостей диффузионных характеристик элементов в покрытии [3].

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Методы восстановления. Термическая обработка - например закалка при температуре 1100 0С, выдержка 2 часа, охлаждение на воздухе, старение при темпе ратуре 8500 С в течение 24 часов, охлаждение на воздухе. Нанесение новых покры тий из ZrO2 газоплазменным методом с предварительным нанесением связующего покрытия [6].

В результате работы проведен анализ и выявлены эффективные методы по вышения надежности и долговечности лопаток в процессе эксплуатации и прежде всего это применение электролитно – плазменного полирования (ЭПП) для лопаток первой ступени ТВД, а также применение технологии высокоградиентной направ ленной кристаллизации. Рассмотрение экономических аспектов показывает большие перспективы применения методов восстановления: по данным журнала ГТТ повы шение работоспособности и долговечности газотурбинного двигателя возможно за счет значительного увеличения (в 2-3 раза) общего ресурса турбинных лопаток, ко торое может быть обеспеченно за счет применения основных методов повышения долговечности и полной регенерации деградированной при эксплуатации структуры материала. Внедрение данных методов позволит повысить надежность и снизить затраты на эксплуатацию.

Список литературы 1. Газотурбинные установки: учебное пособие / А.В. Рудаченко, Н.В. Чухарева, С.С. Байкин. – Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2008. – 139 с.

2. Ю.П.Тарасенко, В.А.Сорокин, Л.А.Кривина. Постэксплуатационное со стояние лопаток первой ступени ТВД двигателя ДЖ59 и особенности их восстановления// Газотурбинные технологии. – 2005 г.-№8.

3. Л.Б.Гецов, А.И.Рыбников, Н.В.Можайская. Новый метод определения ос таточного ресурса лопаток ГТУ с покрытием// Газотурбинные технологии.

– 2007 г.-№9.

4. А.М.Смыслов, В.В.Седов, С.П.Павлинич, В.Ю.Иванов. Упрочнение лопа ток газотурбинных приводов газоперекачивающих агрегатов и энергоус тановок// Газотурбинные технологии. – 2006 г.-№6.

5. Ю.А.Бондаренко, Е.Н.Каблов, И.М.Демонис. Высоградиентная направ ленная кристаллизация лопаток ГТД с монокристаллической структурой// Газотурбинные технологии. – 2007 г.-№3.

6. И.Л.Щеголев, Ю.П.Тарасенко, В.А.Сорокин, Л.А.Кривина. Механические свойства и структура материала рабочих лопаток ТВД агрегата ГТК – 25И(М) после эксплуатации и регенерации//Газотурбинные технологии. – 2005 г.-№1.

ВЛИЯНИЕ СИЛЫ ТОКА ПРИ ПЛАЗМЕННОЙ НАПЛАВКЕ НА СТРУКТУРУ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ М.А. МИШИН, А.А.ХАЙДАРОВА Томский политехнический университет Эффективным и экономичным путем повышения долговечности деталей, ра ботающих в условиях ударных нагрузок, контактной усталости и истирания, являет ся создание на их поверхностях прочных, долговечных и износостойких слоев. Уп рочнение тонкого поверхностного слоя массивных деталей из обычных конструкци онных материалов позволяет экономить дорогостоящие и дефицитные материалы, повышать ресурс механизмов, успешно решать проблему восстановительного ре монта [1].

Одним из наиболее перспективных способов наплавки является плазменные методы с подачей порошка вместе с плазмообразующим газом. Этот способ наплав ки обеспечивает значительное повышение производительности труда, снижение расхода наплавочных материалов и улучшение качества наплавленного металла [2].

Согласно литературным данным [1], сила тока при таком способе наплавки в значительной степени оказывает влияние на формирование наплавленного валика, а именно: на форму образующегося валика, сцепление покрытия и металла основы, неполное расплавление порошка, структуру наплавленного металла и образование карбидов. Однако, работ по изучению влияния силы тока при плазменной наплавке порошка на основе стали Р6М5, до настоящего времени не проводилось. Поэтому целью данной работы является исследование структуры и свойств наплавок на ос нове стали Р6М5, полученных плазменной наплавкой при различных значениях си лы тока.

Методика и материалы исследования. Для проведения исследований струк туры и свойств покрытия, производили плазменно-порошковую наплавку с исполь зованием установки УПН-303 на пластину толщиной 10 мм из стали Ст3сп. Типич ный химический состав основного металла представлен в таблице 1.

Таблица 1 - Химический состав основного металла С,% Si,% Mn,% Ni,% Cr,% N,% Cu,% P,% S,% 0,3 0,3 0,008 0,3 0,04 0, 0,14-0,22 0,15-0,3 0,4-0, В качестве наплавляемого материала использовали порошок на основе стали Р6М5, гранулометрический состав которого (d) составлял 100-450 мкм, химический состав типичного наплавленного металла приведен в таблице 2.

Таблица 2 - Химический состав наплавляемого металла С,% Si,% Mn,% Ni,% Cr,% Mo,% V,% W,% P,% S,% 0,5 0,5 0,4 0,03 0, 0,82-0,9 3,8-4,4 4,8-5,3 1,7-2,1 5,5-6, Перед наплавкой пластину предварительно очищали от окалины и ржавчины.

Порошок в зону наплавки подавался транспортирующим газом, перед наплавкой каждого последующего валика пластина остужалась. Скорость наплавки составляла 6 м/ч. Режимы наплавки приведены в таблице 3.

Таблица 3 - Режимы наплавки Номер режима 1 2 3 160 180 200 I св, А Расход плазмообразующего газа ( qпл ) составлял 2 л/мин, транспортирующе го ( qтр ) – 15 л/мин. Исследования микроструктуры наплавленного металла прово дили с использованием микроскопа Olympus – GX51 и комплекта прикладных про грамм SIAMS 700, позволяющих определять объемную долю карбидов, их размеры и размеры наплавляемых валиков. Съемку микроструктуры наплавленного металла проводили в режиме интерференционного контраста (DIC). Микротвердость (Hm) Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия шлифов измеряли на приборе ПМТ-3 (ГОСТ 9450-76) с шагом по глубине 100 мкм при нагрузке 1 Н.

Экспериментальная часть. Согласно данным работы [2] при плазменной на плавке с ростом силы тока сварочная ванна интенсивно увеличивается. Это под тверждается данными, полученными в работе. На рисунке 1 представлена макро структура наплавленных валиков.

а б в г Рисунок 1 - Макроструктуры наплавленных валиков (а - режим №1, б - режим №2, в - режим №3, г - режим №4) Анализ макроструктуры свидетельствует о формировании неравномерного и большего (рис. 2,а) проплавления подложки при повышении силы тока, а также уве личения ширины наплавленного валика (рис. 2,б), что в свою очередь приводит к увеличению площади поперечного сечения валика. Высота наплавленного металла, независимо от режима наплавки, меняется незначительно (рис. 2,в), что является особенностью плазменной наплавки, при которой отсутствует жесткая связь между силой тока дуги и производительностью расплавления присадочного материала [2].

h, мм L, мм b, мм V=6 м/ч 0.8 0.6 1. 0.4 10 0.2 5 0. 0 0 220, мм 220, м/ч 220, м/ч 140 160 180 200 140 160 180 200 140 160 180 а б в Рисунок 2 – Зависимость глубины проплавления (а), ширины (б) и высоты наплав ленного валика (в) от силы тока В нашем случае наружный диметр сопла равен – 6 мм, а внутренний – 5 мм, согласно данным исследования [1] эффективная тепловая мощность дуги может быть найдена по следующей зависимости:

Qи = 521,6 + 0,031 I Д + 1,941 qпл + 0,141 l Д qтр + 0,19 l Д I Д Дж с (1) Для плазменной наплавки величину погонной энергии определяли по сле дующей формуле:

Q Q= и, (2) Vсв Q - погонная энергия;

Vсв - скорость сварки.

где Значения погонной энергии для различных значений силы тока наплавки представлены в таблице 4.

Таблица 4 - величина погонной энергии в зависимости от силы тока плазматрона Сила тока, А 160 180 200 погонная энергия, кДж/м 791 918 1059 100 мкм 100 мкм 100 мкм 100 мкм Рисунок 3 – Микроструктура наплавленного металла Микроструктура представляет собой аустенитно-мартенситную матрицу с эвтектическими выделениями (рис. 3). По границам зерен наблюдается выделение вторичных карбидов округлой формы типа М6С, которые, по данным работы [2], представляют собой карбиды на основе Fe3(W, Mo)3C. Внутри дендритов количест во данных карбидов незначительное (рис. 3). Светлые округлые частицы размером ~0.25 мкм, преимущественно располагающиеся у эвтектических выделений, пред ставляют собой карбид ванадия.

При увеличении тепловложения путем повышения силы тока снижаются как объемная доля эвтектических выделений (рис. 4,а), так и количество вторичных карбидов (рис. 4, б). При этом за счет более длительного пребывания наплавленного металла в жидком расплаве происходит рост данных карбидов (рис. 4,в).

Dср, мкм f, % dср, N, мкм мкм 2000 0.6 1500 0. 1000 0. 4 500 св, А 160 180 200 0 0 160 180 200 220 180 200 св, А св, А 160 180 200 220 св, А 160 180 200 220 св, А а б в г д Рисунок 4 – Объемная доля эвтектических выделений (а), количество вторичных карбидов (б) и их средний размер (в) в зависимости от силы тока при наплавке, средний размер (г) и дисперсия размеров зерен (д) Помимо роста карбидных частиц при увеличении тепловой мощности дуги происходит увеличение размеров зерен (рис. 4,г), их дисперсия при этом не превы шает 500 мкм (рис. 4,д). Наименьший размер зерна имеет металл наплавки, выпол ненной по первому режиму (сила тока 180А), однако дисперсия размеров зерен при использовании данного режима максимальная.

Наличие большого количества мелких карбидов, объемной доли эвтектиче ских выделений и характер формирования зерна наплавленного металла при ис пользовании режимов с малыми тепловложениями (режимы 1, 2) приводят увеличе нию среднего значения микротвердости и неравномерному её распределению по толщине наплавки (рис. 5,а-в).

Наиболее равномерное распределение микротвердости наблюдается при ис пользовании четвертого режима наплавки (рис. 5,г), что вызвано более длительным нахождением сварочной ванны при высоких температурах, приводящим к выравни ванию структуры.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия H, H, H, Н =6.6 ГПа ГПа ГПа Н =5.5 ГПа H, ГПа ср Н =8.4 ГПа Н =8.4 ГПа ср 10 ср ГПа 10 ср Р6М5 8 6 Р6М5 Р6М Р6М Ст3сп 4 Ст3сп Ст3сп Ст3сп 2 0 0 20 Х10, мкм 20 Х10, мкм 20 Х102, мкм 20 Х102, мкм 0 0 10 0 10 0 а б в г Рисунок 5 – Распределение микротвердости по толщине наплавленного металла:

первый (а), второй (б), третий (в) и четвертый (г) режимы наплавки Можно предположить, что такое распределение микротвердости, обуслов ленное формированием структуры с небольшим количеством эвтектических выде лений, вторичных карбидов и равноосных зерен, позволит получить покрытие с вы соким уровнем износостойкости.

Выводы:

1) Применение низких значений силы тока при плазменно-порошковой на плавке приводит к малому тепловложению, что способствует формированию мик роструктур наплавленного металла с большим количеством мелких вторичных кар бидов и значительной объемной долей эвтектических выделений. Высокие скорости охлаждения жидкого металла ванны приводят к формированию множества центров кристаллизации, в результате чего образует мелкое зерно наплавленного металла, однако при этом наблюдается значительная дисперсия размеров зерен. Формирова ние таких структур приводит к неравномерному распределению микротвердости по толщине наплавки, что может негативно отразиться на износостойкости покрытия.

2) При увеличении силы тока, а, следовательно, и тепловой мощности дуги, за счет более длительного пребывания сварочной ванны в жидком состоянии проис ходит рост карбидных выделений с одновременным уменьшением их количества.

Также происходит рост зерна при минимальной его дисперсии. Формирование та кой структуры способствует равномерному распределению микротвердости по тол щине наплавленного металла, что может положительно сказаться на износостойко сти покрытий.

3) Не смотря на то, что при использовании 4 режима наплавки (220А) наблю дается наибольшее проплавление подложки, образуются наиболее благоприятные структура и свойства наплавленного металла, что позволяет рекомендовать данный режим для формирования износостойких покрытий на основе быстрорежущих ста лей.

Список литературы 1. Каленский В. К., Гладкий П. В., Фрумин И. И. Исследование и разработка способа автоматической наплавки выпускных клапанов автомобилей // Ав томатическая сварка. – 1963. – № 1. – С. 15– 2. Гладких П. В., Переплетчиков Е. Ф., Рябцев И. А. Плазменная наплавка – М.:

Екотехнология, 2007. – 292 с.

ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ ПЛАЗМЕННОЙ НАПЛАВКИ НА СТРУКТУРУ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ СТАЛИ Р6М А.А.ОРЕШКИН, А.А.ХАЙДАРОВА Томский политехнический университет В процессе эксплуатации машин и механизмов их детали зачастую работают в жестких условиях контакта с высокотемпературными газами, различными агрес сивными средами и абразивными веществами, вызывающими интенсивную корро зию или износ поверхности. В связи с этим возникает необходимость применения специальных мер, обеспечивающих радикальное повышение жаропрочности, корро зионной стойкости, износостойкости и других важных свойств поверхности ма териалов [1]. Эта задача может быть успешно решена применением наплавки как способа поверхностного упрочнения материалов [1]. Это особенно важно в условиях экономии сырья и повышения эффективности использования энергии.

В настоящее время наплавка износостойких поверхностей производится высококонцентрированными источниками нагрева лазерным лучом [2], электрон ным лучом и плазменной струей. Из указанных методов последний наиболее эконо мичен и производителен вследствие меньшей стоимости, доступности технологиче ского оборудования и большей производительности.

Имеются сведения [1], что повышение скорости наплавки позволяет форми ровать предпочтительную структуру металла покрытия, уменьшать глубину про плавления, и как следствие, толщину переходных прослоек. В ряде коллективов ис следователей показано, что большое влияние на структуру поверхности при плаз менной наплавке оказывает режим наплавки. Работ по исследованию влияния ли нейной скорости плазматрона при плазменной наплавке на структуру и свойства стали Р6М5 не проводилось.

Методика и материалы исследования. Для проведения исследований структуры и свойств покрытия, производили плазменно-порошковую наплавку с использованием установки УПН-303 на пластину толщиной 10 мм из стали Ст3сп.

Типичный химический состав основного металла представлен в таблице 1.

Таблица 1- Химический состав основного металла С,% Si,% Mn,% Ni,% Cr,% N,% Cu,% P,% S,% 0,3 0,3 0,008 0,3 0,04 0, 0,14-0,22 0,15-0,3 0,4-0, В качестве наплавляемого материала использовали порошок на основе ста ли Р6М5, гранулометрический состав которого (d) составлял 100-450 мкм, химиче ский состав типичного наплавленного металла приведен в таблице 2.

Таблица 2- Химический состав наплавляемого металла С,% Si,% Mn,% Ni,% Cr,% Mo,% V,% W,% P,% S,% 0,5 0,5 0,4 0,03 0, 0,82-0,9 3,8-4,4 4,8-5,3 1,7-2,1 5,5-6, Перед наплавкой пластину предварительно очищали от окалины и ржавчи ны. Порошок в зону наплавки подавался транспортирующим газом, перед наплав кой каждого последующего валика пластина остужалась. Режимы наплавки приве дены в таблице 3.

Расход плазмообразующего газа ( qпл ) составлял 2 л/мин, транспортирующе го ( qтр ) – 15 л/мин.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Таблица 3- Режимы наплавки Vсв, м I св, А Номер режима ч 1 4,5 2 6 3 8 4 9,6 Экспериментальная часть. Анализ макроструктуры наплавленного металла свидетельствует о большем и неравномерном проплавлении основного металла при использовании низких скоростей наплавки (рис. 1. Известно [3], что при уменьше нии скорости наплавки количество расплавляемого порошка увеличивается, а сле довательно, увеличивается и объем наплавленного металла. В таблице представле ны размеры наплавленных валиков.

а а б в в г Рисунок 1 - Макроструктуры наплавленных валиков (а - режим №1, б - режим №2, в - режим №3, г - режим №4) Таким образом, при использовании первого режима наплавки объем на плавленного металла максимальный (рис. 2, а).

Второй режим приводит к уменьшению объема наплавки. Валик имеет мак симальную ширину и минимальную высоту (рис. 1, б). Глубина проплавления не одинакова по ширине наплавки, однако её среднее значение меньше, чем у образца, выполненного по первому режиму.

Режим наплавки со скоростью 8 м/ч позволяет сформировать равномерный валик с глубиной проплавления практически одинаковой по всему периметру на плавки и равной 0,6 мм (рис. 1, в).

Дальнейшее увеличение скорости наплавки (четвертый режим) приводит к формированию равномерного валика с минимальными глубиной проплавления (рис.

2, б) и объемом наплавленного металла (рис. 2, а).

0, Площадь наплавл. металла глубина проплавления, мм 0, 40 0, 35 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0 №1 №2 №3 №4 №1 №2 №3 № номер режима номер режима а б Рисунок 2 – Зависимость макроструктуры от режима наплавки (а – площадь наплавленного металла;

б – глубина проплавления) Таблица 4 – Макроструктура наплавленных образцов № образца ширина – l, высота – b, глубина проплавления-h, площадь - S мм мм мм мм 1 15,8 3,6 0,8 46, 2 19,1 1,9 0,7 33, 3 17,2 2,0 0,6 29, 4 12,0 2,2 0,2 19, Это может быть связано как с особенностями поведения порошка на основе стали Р6М5 в магнитном поле плазменной дуги, так и с количеством вводимого те пла при наплавке. В свою очередь, количество тепла, водимого в металл при сварке, может оказывать значительное влияние на микроструктуру наплавленного металла.

Наплавленный металл имеет дендритно – ячеистую структуру, междендритное про странство которой заполнено эвтектикой (рис. 3).

дендриты 2 режим 3 режим эвтектика де а б Рисунок 3 – Микроструктура наплавленного металла В объеме наплавленного металла выделяются карбиды типа М6С, которые по данным работы [3] представляют собой карбиды на основе Fe3(W, Mo)3C. Большая часть данных карбидов выделяется по границам зерен, внутри дендритов находится незначительное количество карбидов округлой формы (рис. 3).

Снижение тепловой мощности дуги за счет увеличения скорости сварки при водит к увеличению количества выделившихся карбидов (рис. 4, а) с одновремен ным уменьшением их среднего размера (рис. 4, б), а также уменьшению размера зерна (рис. 4, в).

dср f, % N мкм 16 0.

12 0.

8 0.

4 400 м/ч 0 V, 6 8 9. 4. V, м/ч V, м/ч 6 8 9.6 6 8 9. 4.5 4. а б в Рисунок 4 – Микроструктура в зависимости от скорости наплавки (а – количество выделившихся карбидов, б – распределение средних диметров карбидов, в – средний размер зерна, г – дисперсия размеров зерен) Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия При повышении тепловой мощности дуги за счет снижения скорости на плавки происходит рост дендритных ячеек (рис. 4, в), при этом дисперсия размеров дендритов меньше (рис. 4, г), чем при использовании режимов наплавки на больших скоростях (режимы 3 и 4).

Формирование неоднородной структуры при использовании третьего и чет вертого режимов приводит к неравномерному распределению микротвердости по толщине наплавленного металла (рис. 6, в, ).

, мкм Dср, мкм 0 V, м/ч V, м/ч 6 8 9.6 6 8 9. 4.5 4. Рисунок 5 – Параметры зерна в зависимости от скорости наплавки H, H, H, Н =6.2 ГПа ГПа H, ГПа Н =5.7 ГПа Н =6.6 ГПа Н =7.2 ГПа ср ГПа ср ГПа ср ср 8 Р6М 6 Р6М5 Р6М5 Р6М Ст3сп 4 Ст3сп Ст3сп 2 2 Ст3сп 0 30Х102, мкм 20 Х102, мкм 20 Х102, мкм 20 Х102, мкм 0 0 10 20 0 0 а б в г Рисунок 6 – Распределение микротвердости по толщине наплавленного металла Режимы с малыми скоростями наплавки приводят к равномерному распределе нию микротвердости по толщине наплавленного металла (рис. 6, а, б), что связано с формированием более однородной структуры за счет большего тепловложения. Од нако, повышение тепловой мощности дуги при использовании первого режима на плавки (Vсв=4,5 м/ч) приводит к большому и неравномерному проплавлению основ ного металла, что может негативно сказаться на износостойкости покрытия в связи с перемешиванием наплавляемого и основного металлов.

Выводы:

В данной работе проводились исследования влияния скорости плазменной наплавки на структуру и свойства покрытия на основе стали Р6М5. По результатам проделанных исследований можно сделать следующие выводы:

1.Регулирование структуры наплавленного металла за счет изменения скоро сти наплавки в основном сказывается на дисперсии размеров дендритов, ко личестве карбидов, их среднем размере, распределении микротвердости по толщине наплавки и её среднем значении.

2.При понижении тепловой мощности дуги за счет увеличения скорости на плавки происходит неравномерное выделение большого количества мелких карбидов, что способствует формированию неоднородной по размерам денд ритов структуры и неравномерному распределению микротвердости по тол щине наплавленного металла.

3.Повышение тепловой мощности дуги способствует формированию благо приятной структуры с точки зрения размеров карбидов, дисперсии размеров зерен, распределения микротвердости по толщине наплавленного металла.

Однако в этом случае может наблюдаться большее проплавление подложки.

4.Режим наплавки со скоростью 6 м/ч является наилучшим с точки зрения формирования макро- и микроструктуры, что может положительно отразить ся на износостойкости таких наплавок.

Список литературы 1. Гладких П. В., Переплетчиков Е. Ф., Рябцев И. А. Плазменная наплавка – М.:

Екотехнология, 2007. – 292 с.

2. Самотугин С. С., Ковальчук А. В., Новохацкая О. И. и др. Упрочнение инст румента из быстрорежущих сталей обработкой плазменной струей // Метал ловедение и термическая обработка металлов – 1994. – №2. – С. 5– 3. А. Е. Вайнеpман. Плазменная наплавка металлов – Новосадов: Машино строение, 1969 – 192 с.

УСЛОВИЯ ФОРМИРОВАНИЯ НАНОСТРУКТУРЫ В ПОКРЫТИЯХ Н.А. МОРЕВА., Е.А.ПРИХОДЬКО Новосибирский государственный технический университет Современная промышленность ставит перед материаловедами сложную за дачу: создание материала с определённым комплексом свойств, изделия из которого обладали бы не только высокими функциональными качествами, но и сочетали бы в себе высокую производительность и надёжность.

Управлять свойствами материала можно как изменением его химического состава, так и изменением структуры. Известно, что уменьшение размера зерна ве дёт к увеличению его прочности, согласно уравнению Холла-Петча:

т = 0 + k d -1/2, но многочисленные опыты по проверке зависимости в нанокристаллических чистых металлах и сплавах показали, что она выполняется не во всех интервалах значений d = (2-100) нм и существенно зависит от способа получения нанокристал лической структуры. То есть наблюдается отклонение от выполнения закона Холла Петча. Этот факт, вероятно, свидетельствует о том, что на наноуровне за упрочне ние материала отвечают механизмы, отличные от действующих на микроуровне [1].

Исследования также показали, что необходимым условием создания наност руктуры с высокими показателями свойств материала является высокая неравновес ность процессов формирования структуры, заключающаяся прежде всего в высокой скорости протекания этих процессов [2]. Существует два подхода создания наност руктуры: «сверху-вниз» и «снизу-вверх». В первом случае микроструктура материа ла «дробится» на наноструктуру, а во втором наноструктура выстраивается слой за слоем из наноразмерных частиц [4].

Технологически нанозернистость в объёме материала достигается путём ин тенсивной пластической деформации (равноканальное угловое прессование, винто вое прессование, abc-прессование и проч. [3]), или путём регулируемого термопла стического упрочнения [4]. Для создания наноструктуры в покрытиях используют методы напыления (ионно-плазменное, детонационно-газовое, холодное газодина мическое напыление (ХГН), CVD и PVD методы и проч. [2, 5, 6, 7]) и синтеза (мо Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия лекулярно-лучевая эпитаксия, конденсация в среде инертных газов, гальванический метод и проч. [5, 8]).

Первое условие получения нанопокрытия – наноразмерность составляющих покрытие частиц. Остальные технологические параметры направлены на сохране ние размера структурных составляющих покрытия.

Многочисленные исследования влияния условий формирования покрытий на их структуру показали следующее.

Высокая температура на границе между основным материалом и формирую щимся покрытием ускоряет образование химических связей между материалами по крытия и основы [8]. Однако, высокая температура процесса может вызывать оп лавление как материала покрытия, так и материала основы, тем самым увеличивая размерность элементов формируемой структуры [5, 6, 7]. Кроме того, при напыле нии в диапазоне температур, выше температур плавления наноразмерных частиц наносимого покрытия, возможно испарение этих частиц [5, 6]. Поэтому следует по вышать температуру лишь в зоне контакта частицы покрытия с материалом основы, то есть без полного оплавления частиц. В этом случае мелкозернистая структура покрытия будет сохраняться.

Сокращению времени формирования покрытия, а значит и повышению не равновесности процесса, способствует высокая скорость напыляемых частиц. Кроме того, она повышает температуру в зоне контакта. Но с уменьшением размера части цы возрастает её внутренняя энергия, которая может вызывать образование трещин на поверхности основного материала [6]. По закону сохранения энергии, увеличение скорости движения частиц возможно при уменьшении их размеров.

Сохранить нанозернистую структуру в покрытии, полученном методом син теза, можно, увеличив количество центров кристаллизации (введением поверхност но-активных веществ, т.н. модификаторов 2 рода) [8].

Покрытие методом ХГН (рис. 1), разработанным в Институте теоретической и прикладной механики СО РАН, формируется при воздействии газопорошковой смеси, движущейся в сверхзвуковом потоке воздуха или иного газа с температурой, существенно меньшей температуры плавления материала частиц, на напыляемую поверхность. В результате ударного взаимодействия частиц с преградой на поверх ности формируется покрытие из пластически деформированных частиц напыляемо го порошка [2]. Таким образом, данный метод максимально удовлетворяет условиям получения наноструктуры.

Рисунок 1 - Установка для нанесения покрытия методом ХГН: 1 - ввод порош ка из дозатора;

2 - дозвуковая часть (форкамера);

3 - критическое сечение;

4 сверхзвуковая часть;

5 – струя;

6 - ударная волна;

7 - дозвуковой поток (сжа тый слой);

8 - преграда Список литературы 1. Structural nanocrystalline materials: Fundamentals and appications / Carl C. Koch [et al.], - New York: Cambridge University Press, 2007. – 264 p.

2. Наноинженерия поверхности. Формирование неравновесных состояний в по верхностных слоях материалов методами электронно-ионно-плазменных технологий / А.И. Лотков и др.;

отв. ред. Н.З. Ляхов, С.Г. Псахье;

Рос. акад.

наук, Сиб. отд-ние, Ин-т физики прочности и материаловеде-ния.- Новоси бирск: Изд-во СО РАН, 2008. – 276 с.

3. Predicting grain refinement by cold severe plastic deformation in alloys using vol ume average dislocation generation / M.J. Starink, X.G. Qiao, J. Zhang, N. Gao // Acta Materialia, 2009. – V. 57, P. 5796-5811.

4. Тушинский Л.И. Теория и технология упрочнения металлических сплавов / Л.И. Тушинский. – Новосибирск: Изд-во Наука, 1990. – 303 с.

5. Методы исследований материалов: Структура, свойства и процессы нанесе ния неорганиче-ских покрытий. / Л.И. Тушинский, А.В. Плохов, А.О. Тока рев, В.И. Синдеев.- М.: Мир, 2004.- 384 с.

6. Бартенев С.С. Детонационные покрытия в машиностроении. / С.С. Бартенев, Ю.П. Федько, А.И. Григоров.- Л.: Машиностроение, 1982.- 214 с.

7. Алхимов А.П. Научные основы холодного газодинамического напыления (ХГН) и свойства напыленных материалов: монография./ А.П. Алхимов, В.Ф.

Косарев, А.В. Плохов.- Новосибирск: Изд-во НГТУ, 2006.- 279 с.

8. Ковенский И.М. Металловедение покрытий: учебник для вузов по спец.

«Материаловедение в машиностроении»./ И.М. Ковенский.- М.: СП Интер мет Инжини-ринг, 1999.- 296 с.

ФОРМИРОВАНИЕ НАНОСТРУКТУРЫ В СТАЛИ ПРИ ТЕРМОПЛАСТИЧЕСКОМ УПРОЧНЕНИИ Е.А.ПРИХОДЬКО, Н.А.МОРЕВА Новосибирский государственный технический университет Технология упрочнения в сочетании с процессом пластического деформиро вания значительно изменилась в процессе своего развития [1]:

Закалка с прокатного нагрева предусматривает использование тепла прокат ки.

Термическое упрочнение проката повышает конструктивную прочность за счет наноструктурных в продуктах распада деформированного аустенита.

Контролируемая прокатка построена на идее размельчения зерна в комбина ции с дисперсным упрочнением карбидами и нитридами ниобия, титана, ванадия.

Новые разновидности высокотемпературной термомеханической обработки были реализованы (научная школа НГТУ) при попытке приблизить технологию термомеханической обработки к реальным условиям термопластической обработки заготовок. Они предусматривали немартенситный распад горячедеформированного аустенита (высокотемпературная термомеханическая обработка с диффузионным распадом аустенита (конечная структура: перлит, феррит + перлит);

высокотемпера турная термомеханическая обработка с перлитным превращением аустенита в изо термических условиях (структура: перлит, сорбит, троостит);

высокотемпературная Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия термомеханическая обработка с изотермическим бейнитным распадом аустенита (структура: бейнит)).

Технология регулируемого термопластического упрочнения (РТПУ) стали удачно комбинирует наиболее эффективные дислокационные механизмы – упроч нение размельчением зерен и созданием развитой наноструктуры в одном техноло гическом процессе, что позволило получить дополнительный эффект от их комби нирования [2, 3]. Главное отличие РТПУ заключается в обязательном управлении многими параметрами технологии прокатки для гарантированного обеспечения ус ловий реализации эффективных механизмов упрочнения.

Двухуровневая, оптимальная структура должна состоять из следующих под разделений:

- ультрамелкие зерна с высокоугловыми границами, полученные из любого поликристаллического материала в процессе горячей деформации и рекристаллиза ции, dУМЗ1,5…1,0…0,8 мкм;

- нанофрагменты внутри ультрамелких зерен, образованные по принципу са моорганизации (нанополигонизации) во время специальной регулируемой термо пластической обработки, dнано20…50…100 нм.

Такое структурное решение оптимальности размеров и формы структурных составляющих (точечных, линейных и поверхностных дефектов) с учетом особен ностей пластической деформации в наноструктурированном материале обеспечит решение главной идеи наноструктурной теории прочности – запрещения длинных трансляций дислокаций и активизации коротких скольжений и ротаций в пределах образованных нанофрагментов.

Удачное решение этой проблемы приведет к повышению предела текучести с сохранением необходимого запаса вязкости.

Для создания вышеописанной, оптимальной, наноактивизированной струк туры материала (стали) в научной школе НГТУ была разработана новая технология регулируемого термопластического упрочнения, в которой предусматривались че тыре последовательных этапа (шага) (рис. 1).

Рисунок 1 - Структурные изменения в стали при регулируемом термопластическом упрочнении. dисх. = 100 мкм;

d1 = 20 мкм;

d2 = 5 мкм;

d4 = 1 мкм;

d5 = dУМЗ = 0,8 мкм;

= 50%;

2 = 40%;

3 = 30%;

4=20%. 1 – ультрамелкое зерно (УМЗ);

2 – нанофрагменты (dнано = 20 нм);

3 - готовая наноструктура в УМЗ аустенита (20Х23Н18Т);

4 - Насле дование нанофрагментов при фазовом превращении (Сталь 20) Список литературы 1. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов. / М.Л. Бернштейн. – М.: Металлургия, 1977. – 430 с.

2. Тушинский Л.И. Теория и технология упрочнения металлических сплавов / Л.И. Тушинский. – Новосибирск: Изд-во Наука, 1990. – 303 с.

3. Тушинский Л.И. Структурная теория конструктивной прочности / Л.И. Ту шинский. – Новосибирск: Изд-во НГТУ, 2004. – 400 с.

НАНЕСЕНИЕ ТАНТАЛОВЫХ ПОКРЫТИЙ НА ТИТАНОВУЮ ОСНОВУ МЕТОДОМ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ ОБРАБОТКИ М.Г. ГОЛКОВСКИЙ2, И.А. БАТАЕВ1, Т.В. ЖУРАВИНА Кафедра материаловедение в машиностроении Новосибирский государственный технический университет Институт ядерной физики имени Г.И. Будкера СО РАН Одним из наиболее перспективных методов нанесения покрытий является вневакуумная электронно-лучевая наплавка. В качестве наплавляемых материалов могут быть использованы карбиды, бориды, оксиды, нитриды и другие материалы.

Достоинством данного метода является то, что наплавка покрытия производится в воздушной атмосфере, а сам процесс является кратковременным. В процессе на плавки возможно формирование кристаллической структуры, обеспечивающей вы сокую износостойкость, контактно-усталостную выносливость, коррозионную стой кость материалов.

Сплавы системы Ta-Nb-Ti вызывают в настоящее время повышенный инте рес, прежде всего как антикоррозионные, химически стойкие материалы, имеющие большие перспективы для применения в различных отраслях промышленного про изводства.

В работе проведено исследование покрытий из сплавов указанного типа, сформированных на подложке из титана. Покрытия получены с применением сфо кусированного электронного пучка, выпущенного в атмосферу. Перед обработкой электронным пучком смеси порошков Ta, Nb, Ti в разных концентрациях с добавле нием порошка флюса наносились на поверхность титанового образца в виде слоя с поверхностной плотностью насыпки 0,3 – 0,4 г/см2. Основной металл со слоем по рошка поступательно перемещался относительно электронного пучка со скоростью 1…3 см/с. Энергия электронов в пучке составляла 1,4 МэВ, мощность пучка варьи ровалась в пределах 30 – 60 кВт. В результате обработки на поверхности основного металла формировался наплавленный слой толщиной 1…2 мм ( рис.1).

С изменением условий эксперимента и концентраций порошков достигалась желаемая структура. Для сравнения физических и механических свойств получали покрытия с высоким и низким содержанием элементов. Методом оптической метал лографии и РЭМ исследовалась структура покрытия. Методом энерго дисперсионного микроанализа было показано, что в зависимости от режимов элек тронно-лучевой обработки и концентрации легирующих элементов в первоначаль ной насыпке изменяется однородность распределения легирующих элементов в по крытии.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Показано, что значение твердости основного металла по Викерсу в 2 раза ниже, чем в покрытии. Вероятно, это происходит вследствие твердорастворного уп рочнения.

Анализ результатов проводимых исследований свидетельствует о высоком качестве наплавленного слоя. Поры и микротрещины отсутствуют. Полученные ре зультаты позволяют рекомендовать технологию вневакуумной электронно-лучевой обработки для наплавки порошков тантала на титановую основу.

ИЗУЧЕНИЕ ВЛИЯНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ ДОБАВОК НА СВОЙСТВА И СТРУКТУРУ НАПЛАВЛЕННЫХ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ ДИБОРИДА ТИТАНА Е.И.ШНАЙДТ Томский политехнический университет Практический интерес представляет получение износостойких композицион ных покрытий на основе боридов титана, синтезируемых в процессе электронно лучевой наплавки из компонентов термореагирующих порошков, находящихся в составе боросодержащей шихты, и изучение влияния легирования на фазострукту рообразование.

Цель работы: изучить влияние модифицирующего действия Eu2O3 на фазо структурообразование покрытий системы Ti-B-Fe.

Материалы исследования: В качестве подложки были использованы пла стины из малоуглеродистой конструкционной стали (Сталь 3).

Для электронно-лучевой наплавки покрытий и последующего их исследова ния была использована шихта, представляющая собой механическую смесь термо реагирующих порошков, состоящую из дешевых и недефицитных ферросплавов:

FeB (марки ФБ-20) и FeTi (марки ФТи65), широко применяемых в металлургии ста ли и сплавов.

Расчет шихты проводился исходя из получения в процессе наплавки компо зиционного покрытия TiB2-Fe с 33 мас.% диборида титана. Данное содержание ту гоплавкой составляющей обеспечивается соотношением используемых в работе компонентов шихты FeB-FeTi = 1:1.

Анализ структур показал, что сформированные при наплавке механической смеси порошков FeB (200-315 мкм) + FeTi (50-200 мкм) покрытия, показали слои стую структуру с преимущественным содержанием отдельных фазовых составляю щих по глубине каждого слоя (рисунок 1 а-в). Приповерхностная зона покрытия (рисунок 1 в) также неоднородна по фазовому составу: на левом участке микрофо тографии видны скопления боридов титана, справа - участок микроструктуры с рав номерным распределением в металлической связке светлых кристаллов, размером 10-17 мкм.

, ГПа г I,мм -0,5 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2, подложка покрытие Рисунок 1 - Микроструктура покрытия, наплавленного смесью термореагирующих порошков FeB (200-315 мкм) + FeTi (50-200 мкм): а - граница раздела с подложкой;

б - центр наплавленного слоя;

в - приповерхностная зона покрытия;

г - график рас пределения микротвердости Н в наплавленном покрытии Металлургическая практика показывает, что на свойства расплава большое влияние оказывает комплексное микролегирование и модифицирование, которые могут нейтрализовать отрицательное действие некоторых вредных примесей и, в целом, изменить структуру и свойства литого материала.

В соответствии с поставленной задачей в работе исследовали покрытие, для наплавки которого использовали механическую смесь термореагирующих порош ков FeB (200-350мкм) + FeTi (50-250мкм) в соотношении 1/1, куда вводили третий компонент с концентрацией Eu2O3 не более 1 мас.%.

Эксперимент показал, что при введении в состав шихты 1 мас.% Eu2O3 улуч шаются наплавочные свойства порошка в связи со значительным повышением жид котекучести образующегося на подложке расплава. Металлографически выявлено, что по глубине слоя участки покрытия резко различаются по составу и дисперсно сти структурных составляющих (рисунок 2). На рисунке хорошо выражена зона сплавления ( 70 мкм), состоящая из зерен твердого раствора на основе -Fe (Н 4 ГПа), за которой следует переходная зона, протяженностью 250 мкм, с мелко зернистой структурой и многочисленными участками эвтектик, насыщенная вытя нутыми частицами боридов железа. При этом, согласно графику распределения микротвердости, представленном на рисунке 2 г, происходит плавное повышение твердости до Н 6 ГПа:

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия..

H, ГПа г I,мм -1 0 1 2 подложка покрытие Рисунок 2 - Микроструктура покрытия состава FeB (200-315 мкм) + FeTi (50 200 мкм) + 1 мас.% Eu2O3 : а - граница раздела с подложкой;

б - центральный уча сток;

в - приповерхностная зона покрытия;

г - график распределения микротвердо сти Н в наплавленном покрытии Заключение Введение легирующих элементов в состав наплавляемой шихты оказывает существенное влияние на модификацию структуры и свойства покрытий. Установ лено, что введение в состав порошков 1мас.% Eu2О3 привело к значительному по вышению жидкотекучести расплава, что подтверждается наличием в структуре по крытий эвтектических колоний скелетного типа. Показано, что по глубине наплав ленных покрытий сформировались очень неоднородные по фазовому составу и раз мерам структурных составляющих слои. Так, при легировании Eu2O3 в центре на плавки преобладающей фазой стали бориды железа Fe2В, твердостью Н=12,9 13,4 ГПа, занимающие 15-20 % площади образца;

кристаллизация поверхностного слоя произошла с формированием более однородной структуры, насыщенной преимуще ственно вытянутыми частицами моноборидов титана, занимающих 40% площади образца.

Список литературы 1. Гальченко Н.К., Белюк С.И., Раскошный С.Ю., Наркевич Н.А., Скворцов С.В.. Повышение износостойкости медных стенок кристаллизатора машин непрерывного литья заготовок.// 6-й Научно-практический симпозиум «Функциональные покрытия для повышения качества поверхностей изделий машиностроения». Украина, Харьков. 24-28 апреля,2006.

2. Гальченко Н.К., Белюк С.И., Колесникова К.А., Панин В.Е., Лепакова О.К.

Структура и триботехнические свойства боридных покрытий, полученных электронно-лучевой наплавкой.//Физическая мезомеханника.-8.- Спец выпуск.-2005.-С.133-136.

3. Гальченко Н.К., Дампилон Б.В., Самарцев В.П., Белюк С.И. Формирование структуры и свойств композиционных литых покрытий, полученных электронно-лучевой наплавкой в вакууме. //Литейщик России.- 2002. -№2. С.38-41.

4. Борисов Ю.С., Гопиенко В.Г., Ришин В.В., и др. Влияние легирования на свойства плазменных интерметаллидных покрытий из композиционных по рошков. В кн.: Защитные покрытия. Ленинград. Наука. 1979г.- 281с.

5. Хасуй А., Моригаки О. Наплавка и напыление. М.: Машиностроение,1985г. С.231.

МИКРОДЕФОРМАЦИИ В АЗОТИСТЫХ ПОКРЫТИЯХ, ФОРМИРУЮЩИЕ НАПРЯЖЕНИЯ I И II РОДА Е.Л.ОРЕХОВА, Е.А. ИВАНОВА, Н.А. НАРКЕВИЧ Томский политехнический университет Безникелевые нержавеющие азотсодержащие стали обладают благоприят ным сочетанием высоких механических, коррозионных и трибологических свойств [1,2]. В связи с этим в последние годы активно разрабатываются наплавочные мате риалы, композиционные покрытия с матрицей на основе азотистых сталей, а также способы их нанесения [3-5] Экспериментальные данные свидетельствуют о пер спективности нанесения азотистых покрытий электронно-лучевой наплавкой. На структуру, фазовый состав и свойства азотистых покрытий существенное влияние могут оказывать не только технологические параметры наплавки и температурно кинетические условия расплавления, кристаллизации и охлаждения, но и напряже ния. Принято классифицировать напряжения, уравновешивающиеся в объеме изде лия как напряжения I рода и в объеме зерна как напряжения II рода [6]. Напряжения I рода вызывают деформирование, разрушение изделия и при рентгенографическом исследовании проявляются в ориентированном изменении межплоскостных рас стояний кристаллической решетки. Под термином «ориентированное» изменение следует понимать изменение знака деформаций кристаллической решетки в зависи мости от ориентации изделия в неподвижной системе координат. Напряжения II ро да возникают вследствие легирования, увеличения плотности дефектов кристалли ческого строения, при дисперсионном твердении и проявляются не только в изме нении межплоскостных расстояний (не зависящих от ориентации), но и в увеличе нии ширины дифракционных максимумов.

Настоящая работа посвящана анализу распределения ориентированных мик родеформаций кристаллической решетки, ответственных за формирование напря жений I рода и микродеформаций, связанных с действием напряжений II рода в азо тистых покрытиях, полученных электронно-лучевой наплавкой.

В работе исследованы покрытия, полученные электронно-лучевой наплавкой порошка стали 60Х24АГ17 (0,57 масс.% С;

24,4 Cr;

16,4 Mn;

0,7N, остальное Fe), и порошка стали 60Х24АГ17 с добавлением 5% по массе азотированного феррована Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия дия. Наплавку проводили на жестко закрепленные пластины из стали 65Г шириной 20 мм, длиной 100 мм и толщиной 8 мм на установке ЭЛУ-5. Электронный пучок разворачивали в две линии. В жидкометаллическую ванну, образованную первой линией на поверхности подложки, через дозатор со скоростью 710 г/мин подавался наплавочный порошок, дисперсностью 50-400 мкм. Вторая линия переплавляла его, захватывая подложку. Покрытие толщиной 2-3 мм образовалось за несколько про ходов, каждый из которых формирует слой в ~ 0,5 мм. Ток электронного пучка из менялся в пределах 0,020,04 А, при скорости перемещения подложки относительно электронного пучка 3 мм/c. Структуру покрытия исследовали на металлографиче ском микроскопе AXIOVERT-25CA. Рентгеноструктурный анализ и определение упругих микродеформаций, ответственных за формирование напряжений I рода проводили на дифрактометре ДРОН-4М с использованием CoK-излучения методом асимметричных съемок [7]. Исследуемые образцы исследовали послойно, без вра щения, располагая относительно рентгеновского по схеме, рис. 1.

Микродеформации кристаллической решетки покрытия, связанные с напря жениями II рода, определяли по уширениям дифракционных максимумов [7] в пла стинах, толщиной 0,5 мм, вырезанных электроискровым способом с последующей электрополировкой.

Ориентированные микродеформации решетки аустенита определяли экстра полированием зависимости,=f(sin2) до значений sin2=1 и sin2=0, что позво лило описать плосконапряженное состояние, характеризующееся действием компо ненты напряжения х (в плоскости шлифа и перпендикулярно поверхности подлож ки, то есть при =900) и у (перпендикулярно плоскости шлифа и параллельно по верхности подложки, то есть при =00), рис.1.

Рисунок 1 - Схема расположения иссле дуемого образца относительно рентге новского пучка при послойном (положе ния 1, 2, 3, 4) определении упругих иска жений кристаллической решетки Компоненты остаточных напряжений х и у, действующие в двух взаимно перпендикулярных направлениях, равны по величине и имеют разные знаки. В на правлении перпендикулярном поверхности подложки покрытие сжато, а в направ лении, параллельном поверхности подложки, кристаллическая решетка аустенита растянута, рис.2.

Зона сплавления характеризуется градиентом деформаций кристаллических решеток разного типа, причем величина упругих деформаций аустенитной структу ры покрытия, прилежащей к зоне сплавления, более чем в два раза выше абсолют ных значений деформаций ОЦК решетки, прилежащей к зоне сплавления со сторо ны подложки. Можно предполагать, что разрушение покрытия может провоциро ваться развитием трещин по зоне сплавления азотистого покрытия с подложкой.


Однако, учитывая высокую релаксационную способность азотистого аустенита (=35–40%) [2], упругие деформации решетки аустенита, создаваемые остаточными напряжениями можно считать неопасными для провоцирования отслаивания по крытия.

Рисунок 2 - Распределение микродеформаций решеток -Fe и -Fe в покрытии, на плавленном порошком 60Х24АГ16, зоне сплавления и подложке из стали 65Г в на правлении действия компоненты напряжения х, перпендикулярной зоне сплавления (=900) –а и в направлении действия компоненты напряжения у, параллельной зо не сплавления (=00) –б (Точка h=0 на абсциссе соответствует зоне сплавления) Напряжения II рода, вызывающие смещения атомов из узлов кристалличе ской решетки при зарождении и движении дислокаций, при легировании твердого раствора определяли методом аппроксимации. В качестве эталона для определения физического уширения использовали фрагмент покрытия после закалки от 11500С в воде и электролитического полирования. Целью назначенной термообработки было рекристаллизовать покрытие и сформировать структуру, максимально приближен ную к структуре покрытия после электронно-лучевой наплавки. Установлено, что уширения дифракционных максимумов от плоскостей (111), (220), (311) (222) обу словлены исключительно микродеформациями кристаллической решетки. Величина блоков когерентного рассеяния, существенно превышает 100 нм, что позволяет ис ключить влияние измельчения структуры покрытия на уширение (погрешность ме тода превышает измеряемую величину D). Микродеформации в слое покрытия, рас положенном рядом с зоной сплавления и в поверхностном слое составляют 0,0173% и 0,009% соответственно. Плотность дислокаций, рассчитанная по формуле =А [6], где - физическое уширение линии (111) аустенита, рад. и А - постоянный ко эффициент, равный 21016 в слое покрытия, расположенном рядом с зоной сплавле ния составляет 2,441010см-2, а в поверхностном слое 2,251010см-2.

Сравнительный анализ распределений упругих микроискажений кристалли ческой решетки аустенита, формирующих напряжения I рода в дисперсноупрочнен ном азотированных феррованадием покрытии, рис.3, и в покрытии, не содержащем частиц V(C,N), рис.2, качественных отличий не выявил.

Вместе с тем можно отметить, что введение в наплавочный порошок азоти рованного феррованадия уменьшило упругие деформации аустенита на 30 %. При этом градиент деформаций растяжения–сжатия кристаллических решеток разного типа в зоне сплавления увеличился. Введение в наплавочный порошок дополни Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия тельных центров кристаллизации в виде тугоплавкого азотированного феррованадия не только измельчает зерно, но и влияет на величину остаточных макронапряжений.

Механизм такого влияния, по-видимому, заключается в том, что введение в напла вочный порошок компонента, не переходящего полностью в жидкость при наплавке и имеющего низкий коэффициент термического расширении, количественно уменьшает объем жидкой фазы, кристаллизующейся, охлаждающейся и изменяю щей свои размеры асинхронно с подложкой.

Рисунок 2 - Распределение микродеформаций решеток -Fe и -Fe в покрытии, на плавленном порошком 60Х24АГ16 + 5% азотированного феррованадия, зоне сплав ления и подложке из стали 65Г в направлении действия компоненты напряжения х, перпендикулярной зоне сплавления (=900) –а и в направлении действия компо ненты напряжения у, параллельной зоне сплавления (=00) –б (Точка h=0 на абс циссе соответствует зоне сплавления) Микродеформации, формирующие микронапряжения II рода в слое покры тия, расположенном рядом с зоной сплавления и в поверхностном слое составляют 0,02% и 0,03% соответственно. Плотность дислокаций, рассчитанная по формуле =А2 [3], где - физическое уширение линии (111) аустенита, рад. и А - постоян ный коэффициент, равный 21016 в слое покрытия, расположенном рядом с зоной сплавления составляет 1,5481011см-2, в поверхностном слое 4,1891010см-2.

Выводы 1. В поверхностных слоях наплавленных азотистых покрытий формируются напряжения сжатия I рода, изменяющие знак по мере приближения к зоне сплавле ния. Зона сплавления характеризуется градиентом остаточных напряжений: в по крытии растяжение в подложке сжатие. Введение азотированного феррованадия в наплавочный порошок уменьшает величину напряжений I рода на 30%.

2. Микродеформации, формирующие напряжения II рода в дисперсноупроч ненном покрытии больше, чем в покрытии, наплавленном порошком 60Х24АГ16.

Структура поверхностных слоев и прилежащих к зоне сплавления в покрытиях обо их составов отличается повышенной дефектностью.

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фунда ментальных исследований (грант 09 08 00059-а) Список литературы 1. Банных О.А., Блинов В.М., Стремина Л.Л. Структура и механические свой ства стареющих немагнитных нержавеющих сталей // Изв.АН СССР. Метал лы.1978. №1. С 177-181.

2. Торхов Г.Ф., Слышанкова В.А., Ульянин Е.А., Шеревера А.В. Структура и свойства высокоазотистых коррозионностойких аустенитных сталей // Ми ТОМ.1978. №11. С.8-11.

3. Zhao L., Maurer M., Lugscheider E. Thermal spraying of a nitrogen alloyed aus tenitic steel // Thin Solid Films. 2003. V. 424, №2. P. 213-218.

4. Кальянов В.Н. Наплавка азотистыми сплавами //Автоматическая сварка.

2002. №10. С.50-51.

5. Наркевич Н.А., Иванова Е.А. Структура и абразивная износостойкость элек тронно-лучевых углеродоазотистых покрытий // МиТОМ. 2008. №6. С.37-41.

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

М.:Физматгиз, 1961.863 с.

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

ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ ПОЛУЧЕНИЯ НА МОДУЛЬ УПРУГОСТИ И МИКРОТВЕРДОСТЬ СПЕЧЕННОГО FE-TI СПЛАВА А.В. ГРИЦЕНКО, Ю.В. МЯЧИН Томский политехнический университет Введение Упругость – свойство тела деформироваться под действием нагрузки и вос станавливать первоначальную форму и размеры после ее снятия. В процессе дефор мирования твердого тела сначала всегда появляются упругие деформации, потом пластические, и, наконец, образуются микротрещины. Упругие деформации очень малы – не больше 1%, а пластические могут достигнуть 5–10% и более. Однако, не смотря на свою малость, упругие деформации играют важнейшую роль в технике:

расчет на прочность авиалайнеров, подводных лодок, танкеров, мостов, туннелей, космических ракет – это, в первую очередь, научный анализ малых упругих дефор маций, возникающих в перечисленных объектах под действием эксплуатационных нагрузок.

Модуль упругости Е – это характеристика материала того же типа, как его плотность или теплопроводность.

Целью данной работы является исследование влияния параметров, таких как давление прессования, температура спекания и время выдержки при спекании, на модуль упругости и микротвердость спеченного материала системы Fe-Ti.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Материал и методики исследования В работе использовали спеченный материал состава Fe:Ti = 95:5 %(масс). Ти тан вводился в шихту в виде ферротитана марки FeTi70-3, поставляемый по ГОСТ 4761- (ISO 5454-80). Порошок железа – марки ПЖ4.

Для исследований была приготовлена серия образцов с различным давлением прессования, температурой спекания и временем выдержки при спекании. Формо вание производили методом холодного двухстороннего прессования на разрывной машине Р-20 при давлении 350 MPa, MPa и 650 MPa. Спекание Рисунок 1 - Диаграмма нагружения при проводили в вакуумной элек измерении по методу ISO трической печи сопротивления.

Температура спекания составляла 1250°С, 1300°С, 1400°С и 1450°С. Время выдерж ки при спекании выбирали 1 час, 2 часа и 4 часа.

Измерения микротвердости и модуля упругости проводили на полированной поверхности образца с помощью системы Nano Indenter G200/XP (ISO 14577). Сис тема предоставляет исследователю несколько методов для проведения измерений. В данной работе был выбран стандартный метод «XP ISO 14577 Standard Test Method», позволяющий измерять как твердость, так и модуль упругости. В данном методе каждое измерение проводится однократным приложением нагрузки на ин дентор, последующей выдержки при максимальной нагрузке и снятием нагрузки.

Диаграмма нагружения представлена на рисунке 1.

Результаты эксперимента Результаты измерений образцов, спрессованных при различном давлении прессования, представлены на рисунке 2. Температура спекания образцов составля ла 1250°С, время выдержки при спекании – 2 часа.

Рисунок 2 - Зависимость модуля упругости и микротвердости от давления прессования По средним значениям можно заметить повышение значения модуля упруго сти с увеличением нагрузки. Но с учетом погрешности, сложно говорить о какой либо зависимости, т.к. в исследованном интервале значение модуля упругости ме няется в пределах ошибки измерения. То же можно сказать и о зависимости микро твердости от давления прессования.

Зависимости исследуемых характеристик от времени выдержки при спекании представлены на рисунке 3. Давление прессования в данном случае составляло MPa, а температура спекания 1250°С.

Рисунок 3 - Зависимость модуля упругости и микротвердости от времени выдерж ки при спекании Из графиков видно, что с увеличением времени выдержки происходит замет ный рост значений как модуля упругости (120 – 145 GPa), так и микротвердости (1, – 2 GPa). Увеличение времени выдержки позволяет процессам, протекающим при спекании, таким как диффузия, перегруппировка частиц и пор, коалесценция, реали зоваться в полной мере, что приводит к формированию более прочных связей между частицами.

На рисунке 4 представлены зависимости модуля и микротвердости от темпе ратуры спекания. Давление прессования составляло 500 MPa, а время выдержки – Рисунок 4 - Зависимость модуля упругости и микротвердости от температуры спекания Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия 2 часа.


Повышение температуры спекания с 1250°С до 1300°С приводит к резкому повышению значения модуля упругости, а с дальнейшим повышением температуры до 1400°С его значение остается практически неизменным. Увеличение температу ры спекания свыше 1400°С, снова приводит к резкому повышению модуля упруго сти. Такой характер зависимости можно объяснить тем, что температуры ниже 1300°С при данном времени выдержки не достаточно для протекания полноценного процесса спекания. Резкое увеличение модуля, а также микротвердости, при темпе ратурах более 1400°С может свидетельствовать о том, что при спекании образуется достаточно большое количество жидкой фазы, что активирует процесс спекания.

Выводы 1. В результате исследований установлено, что значение модуля упругости зависит от параметров получения материала и варьируется от 120 до 200 GPa. Мик ротвердость спеченного материала находится в пределах 1,7 – 2,5 GPa.

2. Давление прессования не влияет на модуль упругости и микротведость материала в исследованном интервале. Т.о. есть возможность использовать мини мальные давления при изготовлении изделий из данного материала, не снижая прочности готового изделия.

3. По результатам исследований, наиболее оптимальными и экономически выгодными являются такие параметры получения материала: давление 350 MPa, температура спекания 1300°С, время выдержки 1 час.

Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении Секция Перспективные материалы и технологии в машиностроении Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении ДИСПЕРСНО-УПРОЧНЕННЫЙ ВЫСОКОЖАРОСТОЙКИЙ Fe-Cr-Al СПЛАВ ДЛЯ ПЕРСПЕКТИВНЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ АВИАЦИОННЫХ ГТД НА ОСНОВЕ ПОРОШКА, ПОЛУЧЕННОГО МЕТОДОМ СОВМЕСТНОГО ВОССТАНОВЛЕНИЯ Т.А. БЕРЕЗИНА, С.А.ГЕРАСИМОВ1, О.А. СКАЧКОВ МГТУ им. Н.Э. Баумана (г. Москва, Россия), ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» (г. Москва, Россия) Эффективность газотурбинных двигателей определяется параметрами рабо чего процесса. Рост температуры перед турбиной при одновременном увеличении суммарной степени повышения давления позволяет получить не только высокие удельные тяги, но и низкие удельные расходы топлива [1].

Успешное решение задачи по созданию перспективной конструкции камеры сгорания невозможно без применения новых материалов и технологий изготовле ния. В первую очередь это относится к жаровым трубам. Так, для повышения эф фективности системы охлаждения требуются материалы с повышенной рабочей температурой (1200 °С и выше).

В настоящее время для высоко теплонагруженных деталей используют жа ропрочные сплавы на никелевой основе, которые способны работать при высоких температурах. Уровень рабочих температур никелевых сплавов достигает 1000 – 1150 °С. Применение никелевых сплавов при более высоких температурах ограни чено из-за их интенсивного окисления и низкой температуры солидуса 1280 – °С. Сплавы имеют относительно высокую плотность 8,0 – 8,9 г/см3 [2].

Разработка новых изделий авиационной техники, работающих в условиях высокотемпературных окислительных сверхзвуковых газовых потоков, предъявляет особые требования к эксплуатационным характеристикам конструкционных мате риалов.

Новые возможности в создании конструкционных материалов открывают высокожаростойкий дисперсно-упрочненные порошковые сплав системы Fe-Cr-Al.

Эти сплавы отличаются наиболее высокой жаростойкостью среди металлических материалов, температура плавления дисперсно-упрочненных ферритных сталей равна 1500 °С, а плотность их составляет 7,0 – 7,3 г/см3 [3].

Применение дисперсно-упрочненных порошковых сплавов в теплонапря женных конструкциях авиационных двигателей позволит снизить вес деталей на – 20 %, увеличить их ресурс не менее, чем в 2 раза и заменить никелевые сплавы, содержащие дефицитные и дорогостоящие компоненты, такие как никель, вольфрам молибден и ниобий, и исключить необходимость нанесения защитных покрытий на ферритные стали с учетом их высокой жаростойкости.

Среди металлических материалов, отличающихся высокими жаростойко стью, температурой плавления и низкой плотностью особое место занимают сплавы системы Fe-Cr-Al. Жаростойкость сплавов системы Fe-Cr-Al превосходит жаро стойкость промышленных сплавов на никелевой основе, например, при 1200 °С бо лее чем в 10 раз. В окислительной среде максимальная рабочая температура порош ковых дисперсно-упрочненных сплавов системы Fe-Cr-Al достигает 1450 °С.

В интервале температур 1200 – 1400 °С эти сплавы могут составить конку ренцию керамическим материалам.

Зарубежными аналогами порошковых дисперсно-упрочненных сталей системы Fe-Cr-Al являются сплавы МА956 (США), РМ2000 (Австрия), Kanthal APM (Швеция).

Фирма Inco Alloy International освоила промышленное производство порош кового дисперсно-упрочненного сплава МА956 на основе системы Fe-Сr-Аl. Сплав МА956 с исключительно высокой жаростойкостью и жаропрочностью применяется в камерах сгорания, форсажных камерах авиационных ГТД. Производственные мощности фирмы позволяют выпускать до 500 т/год дисперсно-упрочненных спла вов.

В нашей стране в настоящее время освоение технологий получения полу фабрикатов из порошковых высокожаростойких конструкционных материалов на ходится на стадии лабораторных исследований и изготовлении опытных образцов.

Получение дисперсно-упрочненного порошка для изготовления высо кожаростойкого Fe-Cr-Al сплава. Порошки сплавов, содержащих хром, титан, алюминий, полученные распылением, обладают неудовлетворительной прессуемо стью и прокатываемостью и имеют на поверхности частиц трудновосстановимые окисные пленки. Поэтому такие порошки следует получать совместным восстанов лением смеси окислов (или смеси окислов и металлических порошков) гидридом кальция. Этот метод позволяет получать порошки двойных, тройных и многокомпо нентных сплавов на основе металлов железной группы, титана, меди, тугоплавких и редких металлов. Получаемые порошки обладают хорошей прессуемостью, одно родны по составу, содержат малые количества кислорода;

гранулометрический со став порошка может регулироваться в широких пределах.

Особенностью процесса является то, что в процессе нагрева, начиная с тем ператур 400 – 500 °C, происходит диссоциация гидрида кальция, и при температу ре выдержки (1150 – 1200 °C) окислы восстанавливаются не водородом, выделяю щимся в результате диссоциации СаН2, а атомарным кальцием. Реакция эта проте кает с тепловым эффектом.

Следует указать, что при использовании гидрида кальция технико экономические показатели процесса снижаются (возникает необходимость в опера ции гидрирования кальция). Но применение металлического кальция для восстанов ления окислов оказывается нецелесообразным, поскольку изготовление из него дис персного порошка, необходимого для получения однородной смеси с окислами, крайне трудно. При хранении и транспортировке возникает опасность воспламене ния и взрыва. В связи с этим в практике порошковой металлургии, в качестве вос становителя используется гидрид кальция (СаН2), получаемый путем гидрирования металлического кальция, который легко измельчается в тонкий порошок [4].

Химический состав порошка, полученный по описанному выше методу ука зан в таблице 1.

Таблица 1 – Химический состав порошка сплава Fe-Cr-Al гидриднокальциевого ме тода изготовления Дисперсная Марка Содержание элементов фаза порошка Cr Al C Ca O H N Y2O ПХ25Ю6 25,3 6,0 0,04 0,05 0,31 0,008 0, Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении Исследования выполнены в рамках реализации ФЦП «Научные и научно педагогические кадры инновационной России» на 2009 – 2013 годы.

Список литературы 1. Вьюнов С.А. Конструкция и проектирование авиационных газотурбинных двигателей: Учебник для студентов вузов по специальности «Авиационные двигатели и энергетические установки». -М.: Машиностроение, 1989. – 368 с.

2. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы. -М.: Металлургия, 1969.-749 с.

3. Жуков Л.Л. Сплавы для нагревателей. -М: Металлургия, 1985. -192 с.

4. Борок Б. А., Тепленко В. Г. Получение порошков сплавов и сталей совмест ным восстановлением смесей окислов гидридом кальция // Сб. трудов ЦНИИЧМ «Порошковая металлургия». – М.: Металлургия, 1965. Вып. 43. С.

69 – 80.

ИЗМЕНЕНИЕ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ ТИТАНА, ЦИРКОНИЯ И ПАЛЛАДИЯ ПРИ ЭЛЕКТРОЛИТИЧЕСКОМ НАСЫЩЕНИИ ВОДОРОДОМ Р. М. ГАЛИМОВ Томский политехнический университет Научная проблема гидратации связана с изучением водородного и гелиевого охрупчивания металлов в процессе радиационного воздействия. Вопрос об экспери ментальном определении параметров изменения кристаллической структуры метал лов вследствие внедрения водорода, а также параметров образующейся при этом водородной подсистемы остается открытым. Проведенные в последнее время расче ты энергетической структуры системы металл-водород и возможных пространст венных локализаций протонов в металлах [1,2] позволяют спланировать экспери мент по регистрации таких локализаций дифракционными методами с использова нием синхротронного излучения.

В предлагаемой работе приводятся результаты исследования изменения кри сталлической структуры палладия, титана и циркония при электролитическом на сыщении водородом выполненные на станциях порошковой дифрактометрии нако пителя ВЭПП-3 Института ядерной физики СО РАН и PDIFF Beamline специализи рованного источника синхротронного излучения ANKA Forschungszentrum Karlsruhe. Образцы для исследований представляли собой полоски 10х25 мм стан дартного прокатанного листа титана и циркония толщиной 0,8мм, палладий был представлен в виде фольги толщиной 300мкм. Насыщение образцов водородом про водилось в специальной электролитической ячейке. Процесс электролиза раствора проводили при плотности тока 0,01 А/м2 в течении четырех часов непосредственно перед измерениями на АНКЕ и за 24 часа до начала измерений на ВЭПП-3.

При электролитическом насыщении водородом на поверхности образцов из палладия наблюдалось образование вспучиваний диаметром 5-6 мм и высотой по рядка 1мм. Вследствие появления таких образований используемая фольга станови лась жесткой, что свидетельствует о возникновении в палладии при его насыщении водородом значительных внутренних напряжений. На рис. 1. приведены дифракто граммы образцов палладия. Исходный образец палладия имел кубическую элемен тарную ячейку с параметром а = 6.890. Как следует из полученных данных, при насыщении палладия водородом происходит сдвиг всех рефлексов в сторону мень ших углов, что соответствует появлению новой фазы PdH с кубической ячейкой с параметром а = 4.035.

Рисунок 1 - Дифрактограммы палладия (PDIFF Baemline ANKA): 1 - образец до наводораживания, 2 – образец после наводораживания Исследования динамики выхода водорода из палладия показали его экспо ненциальный характер в зависимости от времени при малых дозах радиационного воздействия рентгеновского излучения с энергией 10,5 кэВ. Эти результаты приве дены на рис. 2. Из полученных данных следует, что облучение образцов палладия потоком рентгеновского излучения 10-5 Вт/мм2 втечение 12 часов не приводит к Рисунок 2 - Динамика выхода водорода из палладиевой фольги (PDIFF Baemline ANKA) Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении увеличению выхода водорода из палладия по сравнению с уходом водорода из этих же образцов при обычных условиях. Уменьшение содержания водорода, оцененное по скорости возвращения рефлексов на дифрактограммах в исходное положение, в обоих случаях составляет менее 1% в час.

При удалении водорода из образцов путем отжига при температуре 600 oС дифракционные рефлексы возвращаются в положения, занимаемые до насыщения за время необходимое для нагрева образца до указанной температуры.

Измерения, проведенные на станции порошковой дифрактометрии накопите ля ВЭПП-3 Института ядерной физики СО РАН, наводороженных образцов палла диевой фольги после их экспонирования белым пучком синхротронного излучения на вакуумном канале СИ накопителя ВЭПП - 4 дозой 286 Дж показали совпадение с дифрактограммой, полученной до электролитического наводороживания.

На рис. 3 приведены дифрактограммы образцов титана до и после электроли тического насыщения водородом в условиях аналогичных условиям насыщения палладия.

Рисунок 3 - Дифрактограммы образцов титана, (PDIFF Beamline ANKA): 1 – до насыщения водородом, 2 – после насыщения водородом Исходный образец титана имел гексагональную элементарную ячейку с па раметрами решетки а = 2.95 и с = 4.18. Как видно из результатов измерения, на сыщение водородом титана происходит не так как в палладии. В титане не наблю дается сдвигов положений всех рефлексов, то есть межплоскостные расстояния в решетке титана dhkl существенно не меняются. Происходит только уширение неко торых рефлексов, а также появляются новые рефлексы, свидетельствующие об об разовании в титане гидридных фаз TiH2 c тетрагональной ячейкой и параметрами решетки а = 3.12, с = 4.18, а также фазы TiH1.5 с кубической ячейкой и парамет ром решетки a = 4.40. После облучении титана электронным пучком с дозой 25 Дж/см2 и последующем насыщением водорода гидридов титана уже не образует ся.

При насыщении водородом даже при значительно больших длительностях в аналогичных условиях образцов циркония измеренные дифрактограммы, приведен ные на рис. 4, не имеют никаких изменений в положении рефлексов по отношению к дифрактограммам, полученным от ненасыщенных водородом образцов циркония.

Это свидетельствует о том, что в таких условиях насыщения водород в цирконии накапливается на границах кристаллитов и в межкристаллических дефектах. Новых кристаллографических фаз при этом не образуется. Облучение образцов электрон ным пучком с дозой 25 Дж/см2 также не приводит к изменению кристаллической структуры циркония.

Рисунок 4 - Дифрактограммы образцов циркония (PDIFF Beamline ANKA): 1 – до насыщения водородом, 2 – после насыщения водородом, 3 – после облучения элек тронным пучком и насыщения водородом Проведенные измерения показали существенную зависимость параметров кристаллической структуры исследованных образцов при их насыщении водородом электролитическим методом. Полученные результаты свидетельствуют о том, что механизмы адсорбции и миграции водорода в палладии, титане и цирконии не оди наковы. Приведенные данные позволяют спланировать программу и определить ус ловия экспериментальных исследований динамики процессов насыщения исследо ванных металлов водородом и динамику радиационно-стимулированного выхода водорода in situ методами дифрактометрии с синхротронным излучением, необхо димых для оценки и улучшения существующих теоретических моделей образования водородной подсистемы и пространственной локализации водорода в металлах.

Список литературы 1. V.M. Silkin [et al.]. Influence of hydrogen absorption on low-energy electronic collective excitations in palladium // Physical Review B-v. 24, Article number 245105. – 2007. – Vol. 76. - P. 9.

Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении 2. I.P Chernov [et al.]. Evolution of the Electron Structure and Excitation Spectrum in Palladium as a Result of Hydrogen Absorption // Doklady Physics. – 2008. Vol. 53, № 6. - P. 318-322.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ И КОМПЬЮТЕРНОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ СЕЛЕКТИВНОГО ХИМИЧЕСКОГО ТРАВЛЕНИЯ ТИТАНА ВТ1- А.С.КРИКУНЕНКО, О. А. ЛЕЛЮК., Л.А.ЛЕОНОВА Томский политехнический университет В настоящее время титан и его сплавы заняли свое достойное место в ряду современных конструкционных материалов. Вследствие высокой механической и жаропрочности, малой плотности, сплавы на основе титана нашли применение при строительстве космических и морских судов, автомобильного и железнодорожного транспорта. Повышенная коррозионная стойкость обуславливает использование ти тана и его сплавов в химическом и металлургическом машиностроении, при изго товлении медицинского инструмента, в машиностроении для легкой, пищевой про мышленности, а также при изготовлении бытовых приборов.

Технически чистый титан – высокопластичный, легкий и биоинертный мате риал, широко используется в ортопедии, травматологии и стоматологии. Из титана изготавливают всевозможные винты, стержни, пластины для восстановления утра ченных функций кости. Основной проблемой при имплантации является обеспече ние сцепления костной ткани с металлом. Для увеличения площади контакта, обес печения стерильности необходимо осуществлять предварительную подготовку по верхности титановых имплантатов перед внедрением в кость.

Из существующих способов подготовки металла [1] химическое травление селективными травителями, в зависимости от их состава и скорости травления, по зволяет получать шероховатые поверхности, обеспечивающие хорошее сцепление металла с костью.

Таким образом, цель нашей работы – выявление микроструктуры образцов технически чистого титана ВТ1-0 в результате селективного травления. Селектив ное химическое травление позволяет получать данные о структуре и свойствах при поверхностного слоя металла.

Экспериментальная часть Выбор состава селективного травителя определялся свойствами титана. Из вестно [2], что после травления на поверхности металла образуется остаточный слой, который содержит функциональные группы веществ, входящих в состав тра вителя. Были выбраны травители на основе фосфорной кислоты (2–10 М) и фторида аммония (0,2–0,6 М). Предполагается, что наличие фосфатных групп в составе оста точного оксидного слоя на титановых имплантатах будет улучшать совместимость с фосфатными составляющими кости.

Образцы титана (10101) перед химическим травлением обезжиривали при кипячении последовательно в двух порциях тетрахлорида углерода, взвешивали и помещали в травитель на определенное время. По окончании травления образец промывали тремя порциями дистиллированной воды, сушили в кипящем изопропи ловом спирте и взвешивали для определения скорости травления и съема металла по уравнениям:

m V=, (1) S где V – скорость травления, см/мин или мкм/мин;

m – разность масс образца до и после травления, г;

– время травления, мин;

S – площадь пластины, см2;

– плотность титана, 4,5 г/см3.

m h =V, h= или (2) S где h – высота стравленного слоя, мкм.

Результаты и обсуждение Наряду с весовым методом определения параметров травления (уравнения 1, 2), был осуществлен микроскопический анализ. Микроанализ поверхности титана до и после травления заключался в исследовании ее структуры с помощью металло графического и электронного микроскопов. Контроль поверхности образцов осуще ствляли на металлографическом микроскопе «МЕТАМ РВ-22» и растровом элек тронном микроскопе JSM-7500FA (Нано-Центр ТПУ) при 1000-кратном увеличе нии.

Микроанализ позволяет прово дить не только качественное изучение структуры материала (рис. 1), но и ко личественную оценку структурных составляющих. Методами количест венной металлографии определили размеры зерна, глубину стравленного слоя. Для этого определяли ход мик рометрического винта микроскопа при наведении резкости на крайние точки ямок травления (3). А затем по форму Рисунок 1 - СЭМ-анализ поверхности ти- ле (4) рассчитывали скорость травле тана после траления в смеси NH4F: H3РO4 ния:

= 0,6 : 6 моль/л. Время травления – 35 мин = N1 N 2 2, (3) где – толщина стравленного слоя, мкм;

N1, N2 – показатели микрометрического винта (1 деление – 2 мкм).

V=, (4) где V – скорость травления, мкм/мин;

– время травления, мин.

Данные металлографического определения (уравнения 3–4) сопоставлены с расчетными данными, полученными весовым методом (уравнения 1–2), и сведены в таблицу 1. Результаты эксперимента по определению скоростей травления титана двумя методам показали хорошую сходимость (таблица 1).



Pages:     | 1 |   ...   | 4 | 5 || 7 | 8 |   ...   | 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.