Скачать презентацию Инженерия поверхностных слоев Диффузионные покрытия Напыляемые Скачать презентацию Инженерия поверхностных слоев Диффузионные покрытия Напыляемые

Л.8 Презентацмя.Покрытия.ppt

  • Количество слайдов: 62

Инженерия поверхностных слоев. • Диффузионные покрытия • Напыляемые покрытия • Электроискровое поверхностное легирование Инженерия поверхностных слоев. • Диффузионные покрытия • Напыляемые покрытия • Электроискровое поверхностное легирование

Методы нанесения покрытий Первым поколением износостойких покрытий были структурно простые однослойные PVD- и CVD-покрытия, Методы нанесения покрытий Первым поколением износостойких покрытий были структурно простые однослойные PVD- и CVD-покрытия, содержащие одну фазу. Однослойные покрытия включают Ti. C, Ti. N, Cr 3 C 2, Al 2 O 3, Ti. Al. N, Ti. CN, W 2 C, Mo. S 2, алмаз, некоторые металлы. Интерес к получению таких однофазных покрытий связан с повышением стоимости режущих инструментов при использовании многокомпонентных покрытий. Наряду с вакуумными методами осаждения интенсивно развиваются низкотемпературные технологии, обеспечивающие высокую прочность сцепления покрытия с основой (без специального подогрева детали) либо за счет высокой скорости частиц (газотермические методы со сверхзвуковой струей: плазменный, высокоскоростной газопламенный, детонационный), либо за счет локального нагрева поверхности (электрофизические методы: лазерный и электроискровое легирование). Это в том числе электрохимические и другие методы нанесения, а также их комбинации и новые варианты известных методов (например, микроплазменное напыление, обеспечивающее локальное нанесение покрытия с размером пятна 1– 5 мм). Отдельную группу технологических процессов формирования поверхностных слоев представляют процессы, основанные на явлении реакционной диффузии.

 Реакционная диффузия, диффузионные покрытия Реакционная диффузия, диффузионные покрытия

Реакционная диффузия • Реакционная диффузия - это процесс образования химического соединения виде сплошного слоя Реакционная диффузия • Реакционная диффузия - это процесс образования химического соединения виде сплошного слоя в контакте между исходными веществами за счет термически активированного перемещения атомов, а именно: - перехода атомов данного сорта через границу раздела фаз из одной фазы в другую (внешняя диффузия); - перестройки кристаллической решетки исходной фазы в решетку образующегося жимического соединения.

Изотермическая кинетика роста слоя интерметаллического соединения • Пусть слой соединения АВ растет только за Изотермическая кинетика роста слоя интерметаллического соединения • Пусть слой соединения АВ растет только за счет диффузии атомов вещества В в вещество А. В начальный период времени при постоянстве площади соприкосновения реагирующих фаз скорость роста слоя новой фазы постоянна и определяется константой скорости химической реакции: (dx/dt)кин. режим = k 0 b 1 При увеличении толщины слоя скорость роста слоя лимитируется диффузионным потоком атомов вещества В к зоне реакции. В этом случае (dx/dt)диф. режим = k 1 b 1/x , где k 1 b 1 ~ Db. При одновременном действии диффузионного потока и химической реакции кинетика роста описывается уравнением t = X 2/2 k 1 b 1 + x/k 0 b 1 , т. е. суперпозицией параболического и линейного законов

Рост слоя интерметаллида в кинетическом и диффузионном режиме Линейный рост слоя интерметаллида Cr. Si Рост слоя интерметаллида в кинетическом и диффузионном режиме Линейный рост слоя интерметаллида Cr. Si 2 между пленкой хрома и аморфным (осажденным) кремнием (а) и параболический рост слоя Ni 2 Si между никелем и кремнием (б): а – 400; 2 – 425; 3 – 450; 4 – 475; 5 – 490 0 С; б – 1 – 230; 2 – 250; 3 – 275; 4 – 290; 5 – 335 0 С.

Образование двухфазных слоев Силицидные слои, выросшие на молибдене в Si. Cl 4 -H 2 Образование двухфазных слоев Силицидные слои, выросшие на молибдене в Si. Cl 4 -H 2 среде (х500). A – Молибден B – Mo 5 Si 3 C – Mo. Si 2 ( «Энциклопедия неорганических материалов» - Киев, 1977)

 Кинетика образования боридных слоев на границе раздела сплавов Fe–Cr с бороми и их Кинетика образования боридных слоев на границе раздела сплавов Fe–Cr с бороми и их абразивная износостойкость

Состав боридных слоев: Fe– 10% Cr Fe– 25% Cr 13% Cr steel Fe 2 Состав боридных слоев: Fe– 10% Cr Fe– 25% Cr 13% Cr steel Fe 2 B Fe. B B Fe 2 B + Cr 2 B Fe. B + Cr. B Fe. B B B 25 μm Встановлено, що на межі розділу сплавів Fe–Cr (10 і 25. % Cr) та сталі 40 Х 13 (13% Cr) при температурі 850 -950 o. C утворюються два боридних шари на основі сполук Fe. B і Fe 2 B. У випадку сплаву Fe– 10% Cr і сталі це шари (Fe, Cr)B і (Fe, Cr)2 B, при середньому вмісті хрому 8 ат. % в першому і 9 ат. % в другому. Зовнішній боридний шар на сплаві Fe– 25% Cr включає фази (Fe, Cr)B і (Cr, Fe)B, а внутрішній складається з фаз (Fe, Cr)2 B і (Cr, Fe)2 B.

Кинетика роста боридных слоев: Fe. B+Fe 2 B (Thickness)2 (× 10 -10 m 2) Кинетика роста боридных слоев: Fe. B+Fe 2 B (Thickness)2 (× 10 -10 m 2) Дифузійна кінетика росту боридних шарів близка до параболічної x 2 = 2 k 1 t Fe. B Fe 2 B і може бути альтернативно описана системою нелінійних диференціальних рівнянь 1 - 850 C 2 - 900 C 3 - 950 C Time (× 102 s) які також дають задовільне узгодження з дослідними даними.

Температурная зависимость кинетических констант : K = K 0 exp(–E/RT) K 0 in m Температурная зависимость кинетических констант : K = K 0 exp(–E/RT) K 0 in m 2 s-1, E in k. J mol-1

Микроструктура и сравнительная износостойкость боридных слоев: Fe-10% Cr Fe. B Fe-25% Cr (Fe, Cr)B Микроструктура и сравнительная износостойкость боридных слоев: Fe-10% Cr Fe. B Fe-25% Cr (Fe, Cr)B Fe 2 B (Cr, Fe)B Сталь Fe. B Співвідношення сухої абразивної зносостійкості зовнішнього боридного шару на сплаві Fe– 10% Cr, сталі 40 Х 13 та сплаві Fe– 25% Cr становить 1 : 1, 2 : 30, Fe 2 B що зумовлено особливостями мікроструктури боридного шару на досліджених матеріалах.

Выводы • Перспективным методом поверхностного упрочнения сплавов на основе железа является предварительное хромирование, обеспечивающее Выводы • Перспективным методом поверхностного упрочнения сплавов на основе железа является предварительное хромирование, обеспечивающее в поверхностном слое содержание хрома не мене 25 ат. %, и последующее диффузионное борирование.

Термодинамика и кинетика роста интерметаллидных слоев в контакте тугоплавких металлов с расплавами, содержащими активный Термодинамика и кинетика роста интерметаллидных слоев в контакте тугоплавких металлов с расплавами, содержащими активный компонент Системы W – Cu – Si, W – Sn – Si, W – Cu – Co, W – Sn - Co

В в е д е н и е • Интерметаллические соединения, образованные тугоплавкими металлами В в е д е н и е • Интерметаллические соединения, образованные тугоплавкими металлами с другими переходными металлами или металлоидами, обладают многими полезными функциональными свойствами, в том числе и при повышенных температурах. Особый интерес представляет их применение в виде поверхностных слоев (покрытий) на тугоплавких металлах, таких как вольфрам, молибден, тантал, ниобий, которые сами по себе при нагревании не обладают достаточной химической стойкостью по отношению к кислороду, азоту и водороду. В то же время многие интерметаллиды на их основе, в особенности силициды, известны как весьма жаростойкие материалы. • Среди многочисленных вариантов технологических процессов нанесения интерметаллидных слоев на тугоплавкие металлы особый интерес представляет процесс, в котором рост промежуточной фазы осуществляется путем введения твердого металла в контакт с расплавом, содержащим инертный компонент (носитель) и активный металл, образующий с тугоплавким металлом соответствующий интерметаллид. Метод привлекателен простотой технического осуществления при достаточной гибкости, он дает возможность менять технологические режимы в широком диапазоне температур, времен экспозиции, выбора металла-носителя и концентрации активного металла и т. д.

Схема расположения фазовых областей на изотермическом сечении тройной диаграммы W-M-L f e W α, Схема расположения фазовых областей на изотермическом сечении тройной диаграммы W-M-L f e W α, β- The triangles of 3 -phase equilibriums: liquid-Wx. My-tungsten, liquid-Wx. My-solid M. a, b – compositions of Wx. My under β and α equilibrium respectively. c, - composition of liquid under α equilibrium (solubility of W) d – composition of liquid under β equilibrium (solubility of M) e, - composition of solid solution on base of W under α equilibrium f - - composition of solid solution on base of Wx. My- under β equilibrium

Термодинамические условия образования и роста интерметаллидного слоя Если слой фазы растёт между вольфрамом и Термодинамические условия образования и роста интерметаллидного слоя Если слой фазы растёт между вольфрамом и расплавом, состав которого соответствует точке d при равновесии, то состав на границе с расплавом соответствует точке a, а на границе с вольфрамом – точке b. При уменьшении содержания компонента М в расплаве вдоль линии d ‑ с двухфазных равновесий расплав – состав слоя на границе с расплавом будет изменяться вдоль линии этого же равновесия а ‑ b. Поскольку на границе с вольфрамом состав слоя остается неизменным, интервал его составов уменьшается от интервала, близкого к области гомогенности соединения на соответствующей диаграмме равновесия, до нуля. Таким образом, скорость роста слоя уменьшается с уменьшением содержания М в расплаве, стремясь к нулю при составе расплава, соответствующем точке с. При меньших содержаниях М в расплаве возможно только разложение слоя. .

Слой интерметаллической фазы W 6 Co 7, время роста 25 часов, отпечатки сделаны на Слой интерметаллической фазы W 6 Co 7, время роста 25 часов, отпечатки сделаны на приборе ПМТ – 3 при нагрузке 50 г.

Начальная стадия роста слоя интерметаллида в системе W – расплав Sn – 50%Co (1200 Начальная стадия роста слоя интерметаллида в системе W – расплав Sn – 50%Co (1200 C, 10 мин)

Слой интерметаллида W 6 Co 7 через 30 минут роста из расплава Sn-Co 50%Co, Слой интерметаллида W 6 Co 7 через 30 минут роста из расплава Sn-Co 50%Co, 30 min Скорость роста увеличивается по сравнению с твердофазной реакцией на 1 - 2 порядка

Слои интерметаллической фазы W 6 Co 7, выросшие в расплаве Co-Sn при 1200°C W Слои интерметаллической фазы W 6 Co 7, выросшие в расплаве Co-Sn при 1200°C W 6 Co 7 W 50%Co, 60 min 35%Co, 80 min W 6 Co 7 W 50%Co, 30 min 50%Co, 10 min

Зависимость толщины слоя W 6 Co 7 (l) от времени роста (t) в контакте Зависимость толщины слоя W 6 Co 7 (l) от времени роста (t) в контакте вольфрама с твердым кобальтом при 1200°C

Кинетические константы роста фазы W 6 Co 7 в расплавах на основе меди и Кинетические константы роста фазы W 6 Co 7 в расплавах на основе меди и олова in Cu-Co melts. in Sn-Co melts. Mass % Со a. Co k. Cux 1015(m 2/s) Mass % Со a. Co k. Snx 1013(m 2/s) 2 0. 391 0. 947(1 0. 574) 30 0. 288 0. 064(1 0. 37) 3 0. 500 1. 848(1 0. 144) 4 0. 574 4. 641(1 0. 57) 35 0. 329 0. 12(1 0. 22) 5 0. 622 6. 952(1 0. 246) 40 0. 375 0. 43(1 0. 12) 7 0. 675 12(1 0. 45) 50 0. 488 2. 05(1 0. 055) 60 0. 624 13. 51(1 0. 24) 68 0. 748 26. 15(1 0. 03) KWCo=0. 736(1 0. 19)x 1015 (interaction with solid Co) a. Co solid=0. 802

Комментарий к предыдущей таблице • Константы скорости роста фазы W 6 Co 7 на Комментарий к предыдущей таблице • Константы скорости роста фазы W 6 Co 7 на границе вольфрам-расплав Cu-Co (k. Co. Cu) и вольфрам-расплав Sn-Co (k. Co. Sn) существенно больше, чем для взаимо-действия вольфрама с твердым кобальтом (k. WCo). При больших содержаниях кобальта, близких к величинам его максимальной растворимости, величины этих констант превышают величину k. WCo на один и на три порядка, соответственно, несмотря на меньшие величины активности Со в них.

Соотношение активностей и концентраций Co и Si в расплавах (1200ºС) (a –активности, N –молярные Соотношение активностей и концентраций Co и Si в расплавах (1200ºС) (a –активности, N –молярные доли) Co in Sn-based melts: Co in Cu-based melts: Si in Cu-based melts:

Соотношение константы скорости роста слоя W 6 Co 7 (k. Cu) и активности кобальта Соотношение константы скорости роста слоя W 6 Co 7 (k. Cu) и активности кобальта a. Co при его высоких концентрациях в расплавах Co-Cu

Соотношение константы скорости роста слоя W 6 Co 7 (k. Sn) и активности кобальта Соотношение константы скорости роста слоя W 6 Co 7 (k. Sn) и активности кобальта a. Co при его высоких концентрациях в расплавах Co-Sn

Сравнение констант скорости роста слоев W 6 Co 7 в зависимости от активности кобальта Сравнение констант скорости роста слоев W 6 Co 7 в зависимости от активности кобальта a. Co для расплавов Co-Sn (k. Sn) и Co-Cu (k. Cu).

Зависимости констант скорости роста слоев W 6 Co 7 и WSi 2 от активностей Зависимости констант скорости роста слоев W 6 Co 7 и WSi 2 от активностей кобальта и кремния в расплавах Growth rate constant of W 6 Co 7 layer as a function of Co activity in the Cu-Co melt (area of high cobalt content in the melt): Growth rate constant of W 6 Co 7 layer as a function of Co activity in the Sn-Co melt (area of high cobalt content in the melt): Growth rate constant of WSi 2 layer as a function of Si activity in the Cu-Si melt:

Кинетика роста слоев дисилицида вольфрама Значения К для роста слоя дисилицида в разных средах Кинетика роста слоев дисилицида вольфрама Значения К для роста слоя дисилицида в разных средах Кремний- содержащая среда К, м 2 /с. ____________________________________ • газовая 1, 2. 10 -12 • расплав Cu-Si 3, 4. 10 -11 • расплав Ag-Si 1, 5. 10 -13 • расплав Sn-Si 1, 5. 10 -13

Зависимость кинетической константы роста слоя WSi 2 (k. W(Cu)) от активности кремния a. Si Зависимость кинетической константы роста слоя WSi 2 (k. W(Cu)) от активности кремния a. Si в расплаве Cu-Si

Кинетические константы роста слоя WSi 2 из разных источников Si (1200°C) из Cu-Si расплава Кинетические константы роста слоя WSi 2 из разных источников Si (1200°C) из Cu-Si расплава из сред в равновесии с твердым Si (a. Si solid=0. 597) Contact pair Mass % Si In melt Constants kx 1012(m 2/s) W- (H 2+Si. Cl 4) - 1. 2 W-Si - 0. 35 W- (Cu-Si) melt 45. 0 34. 0 4. 5 1. 8 W- (Ag-Si) melt 11. 0 0. 15 19 2 W- (Sn-Si) melt 6. 0 0. 15 Mass % Si a. Si 10 0. 0132 0 12 0. 0218 0. 014 0. 005 15 0. 0414 0. 17 0. 04 20 0. 0952 2. 0 0. 6 25 0. 177 40 0. 510 k. W(Cu) x 1012(m 2/s)

Микроструктура слоя Mo. Si 2, полученного при контакте Мо с расплавом Cu-Mo-30 %Si при Микроструктура слоя Mo. Si 2, полученного при контакте Мо с расплавом Cu-Mo-30 %Si при 1200 С в течение 15 мин)

Микроструктура слоя Mo. Si 2, образовавшегося при взаимодействии молибдена и расплава Cu-Mo-35 %Si при Микроструктура слоя Mo. Si 2, образовавшегося при взаимодействии молибдена и расплава Cu-Mo-35 %Si при 1200 С в течение 10 мин.

Пояснения к микрофотографиям • Микротвердость молибдена равна 1, 9 ГПа, максимальная микротвердость слоя, прилегающего Пояснения к микрофотографиям • Микротвердость молибдена равна 1, 9 ГПа, максимальная микротвердость слоя, прилегающего к молибдену, - 14, 0 ГПа; определения проведены на ПМТ-3 при нагрузке 100 г.

Дискуссия • Исследование силицидных слоев, растущих на границе молибдена и расплава медь-кремний, с помощью Дискуссия • Исследование силицидных слоев, растущих на границе молибдена и расплава медь-кремний, с помощью металлографии и МРСА показало, что эти слои по структуре существенно неоднородны. Они содержат тонкие междуграничные слои сплава медь-кремний. • Кристаллы силицида молибдена образуются не только на поверхности раздела силицид – расплав, но и прямо в самом расплаве. • Мы имеем все основания полагать, что в механизме образования и роста слоя силицида на контакте молибден – медно-кремнистый расплав транспорт массы чрез жидкую фазу играет существенную роль.

Распад дисилицида вольфрама при взаимодействии с медным расплавом • При взаимодействии с жидкой медью Распад дисилицида вольфрама при взаимодействии с медным расплавом • При взаимодействии с жидкой медью образовавшиеся слои дисилицида вольфрама разлагаются с образованием на границе раздела вольфрамовой губки, пропитанной медью. Ориентация выделений фазы вольфрама не совсем беспорядочна, преимущественное направление их большой оси нормально к поверхности образца (см. следующий слайд). • С увеличением содержания в расплаве кремния объемная доля фазы вольфрама в губке уменьшается. Количественный анализ микроструктуры дисилицидного слоя после его взаимодействия с медными расплавами и анализ активности вольфрама и кремния в этом процессе позволил заключить, что процесс распада дисилицида контролируется диффузионным переносом кремния в жидкой фазе.

Микроструктура силицидного слоя после экспозиции в расплаве меди Слой силицида превращается в слой псевдосплава Микроструктура силицидного слоя после экспозиции в расплаве меди Слой силицида превращается в слой псевдосплава W-Cu(Si) c микронным вольфрамовым зерном. Форма зерен вытянута и ориентирована нормально к поверхности раздела.

Заключение 1. Взаимодействие тугоплавкого металла с двухкомпонентным расплавом, которое ведет к образованию интерметаллида, характеризуется Заключение 1. Взаимодействие тугоплавкого металла с двухкомпонентным расплавом, которое ведет к образованию интерметаллида, характеризуется наличием порогового состава расплава. Если концентрация «активного» компонента расплава меньше этого порогового значения или близка к нему, упомянутое взаимодействие не происходит. 2. В достаточно широком интервале толщин рост слоёв W 6 Co 7 и WSi 2 во времени происходит согласно закону Таммана, а зависимости констант скорости их роста от активности кобальта или кремния в расплаве вблизи равновесия линейны. 3. Влияние инертного металла – носителя на рост слоёв интерметаллидов специфично. Один и тот же металл, слабо влияя на скорость роста одного интерметаллида, может резко ускорять рост другого. Так, олово, слабо влияя на скорость роста слоя WSi 2, резко ускоряет рост слоя W 6 Co 7. Наоборот, медь резко ускоряет рост слоя WSi 2, слабо влияя на скорость роста слоя W 6 Co 7. 4. Процесс распада дисилицида при его контакте с расплавленной медью и сплавами медь-кремний, в которых концентрация кремния ниже пороговой, структурно необратим и контролируется диффузионным переносом кремния в жидкой фазе. Аналогичная картина имеет место для нтерметаллида W-Co при взаимодействии с расплавом чистого олова.

Новейшие технологии, физико-химические принципы инженерии высокостойких покрытий нового поколения на основе Новейшие технологии, физико-химические принципы инженерии высокостойких покрытий нового поколения на основе "легких“ интерметаллидов. На основі встановлених закономірностей наступності і спадковості структури у фізико-хімічних перетвореннях у ланцюжку "синтез вихідногo матеріалу (порошку, електрода) – технологія одержання – структура покриття" розроблені технологічні принципи формування високостійких покриттів газотермічними методами з заданою зеренною та гетерофазной структурою

Основные виды газотермических технологий напыления покрытий • Плазменное напыление • Детонационное напыление • Напыление Основные виды газотермических технологий напыления покрытий • Плазменное напыление • Детонационное напыление • Напыление высокоскоростным пламенным потоком

Градиентные и наноструктурные покрытия Зависимость твердости аморфного (1), наноструктурного (2) и массивного (3) материалов Градиентные и наноструктурные покрытия Зависимость твердости аморфного (1), наноструктурного (2) и массивного (3) материалов от среднего размера зерна Схема защитного градиентного покрытия на углеродистой стали

Розробка порошків та газотермічних покриттів на основі алюмінідів титану з підвищеними характеристиками жаро- та Розробка порошків та газотермічних покриттів на основі алюмінідів титану з підвищеними характеристиками жаро- та зносостійкості Використання одержаних механічним легуванням активованих поліфазних порошків у сполученні з ударною детонаційною технологією консолідації матеріалу дозволяє одержувати метастабільні фази і розширювати області їх стабільного існування Показано, що за рахунок застосування порошків Ti-Al з різним генезисом і цілеспрямованим впливом на них газових середовищ при детонаційному напилені можна формувати покриття різного призначення з заданими властивостями

Застосування механічно легованих порошків дозволяє більш ефективно впливати на еволюцію їх структури і складу Застосування механічно легованих порошків дозволяє більш ефективно впливати на еволюцію їх структури і складу в процесі газотермічного напилення і робить технологію напилювання більш універсальною і керованою При використанні порошку, який виготовлено з розплаву на основі гама алюмініду титана, його фазовий склад успадковується покриттям – γ-Ti. Al. При азотуючому впливі робочого газового середовища на механічно легований порошок можна сформувати на композиційне покриття на основі алюмінідів титану із субмікророзмірними включеннями нітридів.

При окиснювальній дії робочого газового середовища на механічно легований порошок можна сформувати керамічне покриття При окиснювальній дії робочого газового середовища на механічно легований порошок можна сформувати керамічне покриття з унікальними властивостями на основі титанату алюмінію Al 2 Ti. O 5, що , в рівноважних умовах не формується Al 2 Ti. O 5 < 2 W/m. K 20 -600 °C= 0 - 1 x 10 -7 K-1 Плунжери з покриттям для лиття деталей з алюмінію ВО “Південний машинобудівний завод” ім. О. М. Макарова

НОВЫЕ ПОКРЫТИЯ ДЛЯ АВИАЦИОННОЙ, РАКЕТНОЙ, АВТОМОБИЛЬНОЙ И МЕТАЛЛУРГИЧЕСКОЙ ТЕХНИКИ Тиалитная (Al 2 Ti. O НОВЫЕ ПОКРЫТИЯ ДЛЯ АВИАЦИОННОЙ, РАКЕТНОЙ, АВТОМОБИЛЬНОЙ И МЕТАЛЛУРГИЧЕСКОЙ ТЕХНИКИ Тиалитная (Al 2 Ti. O 5) керамика *Низкий коэффициент термического расширения *Низкий коэффициент теплопроводности *Исключительное сопротивление термическим ударам *Высокая прочность когезии и адгезии *Исключительная стойкость к расплавленным металлам (особенно к Al) Композиционный материал Ti. Al-Ti. N *Хорошая износостойкость *Низкий коэффициент трения Сплав -Ti. Al-Cr-Sc *Жаростойкость на воздухе 900 C *Высокая работоспособность

Схема микроструктуры многослойного термобарьерного покрытия Горячий газ, частицы Tгаза > T 1 > T Схема микроструктуры многослойного термобарьерного покрытия Горячий газ, частицы Tгаза > T 1 > T 2 T 1 Плазменное напыление теплозащитного слоя Терморастущий жаростойкий слой T = 6 - 8 10 -6 К-1; = 1 - 3 Вт/м К T Al Cr Детонационное напыление слоя-связки Zr. O 2 - Y 2 O 3 T 2 Al 2 O 3 - Cr 2 O 3 T = 6 - 9 10 -6 К-1; = 15 - 25 Вт/м К Ti. Al. Cr. Sc T = 9 - 11 10 -6 К-1; = 10 - 15 Вт/м К -Ti. Al T = 10 - 13 10 -6 К-1; = 10 - 15 Вт/м К Пористость = 15% Пористость < 1%

Оптимізація режимів нанесення металевих покриттів двокамерним пальником «Град-ВМ» методом ВППН Нанесення покриттів з металевих Оптимізація режимів нанесення металевих покриттів двокамерним пальником «Град-ВМ» методом ВППН Нанесення покриттів з металевих сплавів з температурою плавлення до 1800 К методом ВППН дозволяє значно знизити вартість таких покриттів тому, що в процесі використовуються найдешевші енергоносії – стисле повітря і метан. Були нанесені зразки покриттів з промислових порошків нержавіючої сталі ПР-Х 18 Н 9, високолегованого чавуну ПГ-С 27, самофлюсівних нікель-хромових сплавів ПГ-10 Н-01 и ПГ-СР 4, кобальт -нікель-хромового сплаву ПГ-10 К-01, а також вольфрамвміщуючого твердого сплаву ВН‑ 20. По якості отримані металеві ВППН-покриття цілком порівнюються з кращими плазмовими покриттями, нанесеними в динамічному вакуумі. При напилюванні порошків оптимальної дисперсності можливо підвищення якості покриттів до рівня якості детонаційних покриттів. Двокамерний пальник «Град-ВМ»

Математическая модель механического взаимодействия быстро летящих металлических частиц с подложкой На засадах динаміки удару Математическая модель механического взаимодействия быстро летящих металлических частиц с подложкой На засадах динаміки удару розроблено математичну модель механічної взаємодії металевих частинок з підкладкою. Оцінено швидкість та температуру частинок, що рухаються в газовому потоці, а також продуктів електроіскрової ерозії аноду. Встановлено, що в залежності від швидкості удару, маси, пружної жорсткості та в’язкого опору частинок, що визначають керівні параметри динамічної системи, може відбуватися як закріплення частинок на підкладці, так і їх відскок від поверхні підкладки. При знижених величинах відношення пружної жорсткості частинок до їхнього в’язкого опору, що призводить до невисоких значень розсіювання енергії удару та високих значень швидкості відскоку, частинки не закріплюються на поверхні підкладки. Лише заглиблення частинки в підкладку або її руйнування з розсіюванням енергії удару, а також перевищення роботи адгезії над залишковою пружною енергією деформованої внаслідок удару підкладки може залишити зруйновану частинку на підкладці. Розраховано деформацію й кінетику теплообміну з підкладкою для частинок міді та карбіду вольфраму з її різними вихідними температурою та швидкістю. Отримано розрахункові дані щодо кінцевого ступеня деформації частинок і тривалості їхньої кристалізації та охолодження.

Электроискровое легирование • Механизм переноса материала между электродами при электроискровом легировании тесно связан с Электроискровое легирование • Механизм переноса материала между электродами при электроискровом легировании тесно связан с процессами, протекающими в искровом разряде. Установлено, что искровой разряд локализуется в микроскопически малых областях, так называемых катодных “пятнах”. Основой этих “пятен” является объемный слой ионов, расположенный на расстоянии длины свободного пробега от поверхности катода. Наличие этого объёмного заряда, во-первых, обеспечивает эмиссию электронов с катода, а во-вторых, служит источником ускорения ионов, бомбардирующих катодное пятно, вследствие чего оно разогревается настолько, что может достигать температуры кипения материала подложки. Поэтому температура катодных пятен является одним из основных параметров, влияющих на качество электроискровых покрытий.

Кинетика изменения температуры подложки Tc при легировании Cт. 3–ВК 6 в зависимости от величины Кинетика изменения температуры подложки Tc при легировании Cт. 3–ВК 6 в зависимости от величины прижимающей нагрузки F

Розробка принципів керування структурою та фазовим складом електроіскрових покриттів з метою підвищення їх фізико-механічних Розробка принципів керування структурою та фазовим складом електроіскрових покриттів з метою підвищення їх фізико-механічних та експлуатаційних властивостей • Розробка нових композицій для електродних матеріалів, що поєднують в собі високі показники фізико-механічних та фізико-хімічних властивостей з необхідною товщиною шару (500 – 1000 мкм) для відновлення зношених деталей. Для збільшення міцності зчеплення покриття з основою в ньому доцільна присутність елементу, що має широку область розчинності в залізі. Для одержання високої зносо- та жаростійкості необхідна присутність таких елементів як хром, алюміній, кремній та ітрій, що утворюють інтерметалідні сполуки з високою мікротвердістю

Дослідження механізму та закономірностей формування і властивостей захисних покриттів із неметалевих тугоплавких сполук методом Дослідження механізму та закономірностей формування і властивостей захисних покриттів із неметалевих тугоплавких сполук методом електроіскрового легування (ЕІЛ) Структура ЕІЛ покриття на титані Розроблено матеріал на основі B 4 C з домішками Ti. B 2, на якій одержано патент. Використання технології реакційного спікання при гарячому пресуванні дало можливість виготовити керамічний матеріал з розміром зерен 3 - 4 мкм, міцністю на сгин 650 МПа і K 1 c до 5, 5 МПа м 1/2. Електропровідна домішка, що рівномірно розташована в структурі матеріалу, дозволила вперше використати його як електрод, який дозволяє формувати покриття з підвищеними властивостями: товщина 80 – 100 мкм, суцільність поверхні – 70%, мікротвердість – 40 ГПа. Вперше виявлено структуру ЕІЛ покриття („білого шару”) і підтверджено, що її складові мають субмікронні розміри. Рентгенофазовим аналізом виявлено, що в покритті поряд з основною дрібнозернистою фазою ТіВ 2 є фази B 4 C, Ti. Cx. Ny. Покриття підвищує абразивну зносостійкість титанового сплаву у 2 – 4 рази. Покриття можуть бути використані для зміцнення деталей авіаційної техніки (лопатки компресорів і сопла), а також хімічної промисловості.

Дослідження механізму та закономірностей формування і властивостей захисних покриттів із неметалевих тугоплавких сполук методом Дослідження механізму та закономірностей формування і властивостей захисних покриттів із неметалевих тугоплавких сполук методом електроіскрового легування Фрагменти структури ЕІЛ покриття на титані

 • Покриття на титановій підкладці, одержані методом ЕІЛ керамічним гарячепресованим матеріалом на основі • Покриття на титановій підкладці, одержані методом ЕІЛ керамічним гарячепресованим матеріалом на основі карбіду бору, мають такі властивості: • Загальна товщина модифікованого шару в покритті складає 80 – 100 мкм, суцільність поверхні – близько 70%, мікротвердість – 40 ГПа. • Вперше виявлено структуру захисного ЕІЛ покриття („білого шару”) і підтверджено той факт, що структурні складові мають субмікронні розміри. Рентгенофазовим аналізом виявлено, що в покритті поряд з основною дрібнозернистою фазою ТіВ 2 є фази B 4 C, Ti. Cx. Ny. • В умовах абразивного зношування покриття підвищує зносостійкість титанового сплаву у 2 – 4 рази. Електродні матеріали на основі карбіду бору і технологія ЕІЛ можуть бути використані для зміцнення деталей авіаційної техніки (лопатки компресорів і сопла), а також обладнання хімічної промисловості.

Зв´язок ерозійних Залежність границі характеристик міцності на вигин зразків електродних матеріалів з твердого субмікронного Зв´язок ерозійних Залежність границі характеристик міцності на вигин зразків електродних матеріалів з твердого субмікронного їх коефіцієнтом сплаву ВК 26 (а) і тріщиностійкості. ультрадрібнозернистого 1 - пресовані, ВК 41 (б) від температури та методу ущільнення. 2 - спечені. а ВК 26 б ВК 41 1, 4 – спікання 2, 5 – гаряче імпульне пресування 3 – триразове пресування

Мікроструктура електроіскрового покриття з сплаву 4 А в литому стані (а) та сплаву 4 Мікроструктура електроіскрового покриття з сплаву 4 А в литому стані (а) та сплаву 4 АС 3 після спікання (б). а б Кінетика зміни температури підкладки T 2 при нанесенні покриттів за схемою сталь. ВК 6 після її анодної (а) та катодної (б) іскрової обробки при різних значеннях навантаження F.

 Розробка принципів керування структурою та фазовим складом електроіскрових покриттів з метою підвищення їх Розробка принципів керування структурою та фазовим складом електроіскрових покриттів з метою підвищення їх фізико-механічних та експлуатаційних властивостей Можливі області використання: Можливі області використання зміцнення ріжучого інструменту (різців, свердел, фрез та ін. ), пресо-вого обладнання (матриці пуансони, штампи та ін. ), локальне відновлен-ня зносу деталей машинобудування (вали електродвигунів, підшипники, форми для лиття під тиском кольорових металів та ін. ) Розроблено нові електродні матеріали на основі системи Ni-Cr-Al-Y з евтектичними структурами, які забезпечують одержання покриттів із підвищеними зносостійкістю і жаростійкістю та товщиною до 1000 - 1500 мкм, що дає можливість відновлювати сильно зношені деталі.

Порівняння зносостійкості електроіскрових покриттів з розроблених електродних матеріалів та стандартних. (V = 20 м/с, Порівняння зносостійкості електроіскрових покриттів з розроблених електродних матеріалів та стандартних. (V = 20 м/с, F = 100 Н, без мастила) Властивості покриттів Метод виготовлення анода Коеф. тертя (f) Знос, I , мкм/км лиття 0, 26 28, 3 гаряче пресування 0, 29 12, 0 Ni-Cr-Al-Y гаряче пресування 0, 27 9, 3 ВК 3 У спікання 0, 30 10, 3 Підкладка Сталь 45 гартована – 0, 34 42, 4 Сплав Ni-Cr-Al-Y - покриття підвищують жаростійкість сталі 45 при 900 °С в 10 - 20 разів

 Жаростійкість сталі 45, гарячепресованих сплавів 1 А, 4 А, 5 А, 6 А Жаростійкість сталі 45, гарячепресованих сплавів 1 А, 4 А, 5 А, 6 А та електроіскрових покриттів на сталі 45 з цих сплавів При нанесенні електроіскрових покриттів на сталь 45 її жаростійкість збільшується в 10 -20 разів. Кінетика окислення сталі 45 (а), електроіскрових покриттів із гарячепресованих сплавів системи Ni-Cr. Al-Y (б) та гарячепресованих сплавів тієї ж системи (в) при 900 о. С

б а Залежність інтенсивності зношування I (а) і коефіцієнту тертя f (б) ЕІЛ -покриття б а Залежність інтенсивності зношування I (а) і коефіцієнту тертя f (б) ЕІЛ -покриття з Zr. N - (Cr, Ni, Al 2 O 3) від швидкості обертання при різних значеннях питомого навантаження Р. Зношування підкладки без покриття при Р = 0, 5 МПа і V = 10 м/с складає 34, 6 Розподіл вмісту елементів по товщині мкм/км покриття при легуванні матеріалами системи = 0, 5 МПа; 1 – P Ni-Cr-Al 2 – Р = 1, 0 МПа а – титан; б – нікель; в – алюміній а б в

Процес електроіскрового напилення має бути організований таким чином, щоб енергія виникаючих катодних струменів перебувала Процес електроіскрового напилення має бути організований таким чином, щоб енергія виникаючих катодних струменів перебувала в певному інтервалі. Це можливо при забезпеченні відповідних значень параметрів електричних імпульсів, розміру міжелектродного проміжку, стану поверхні електродів. Технологія виготовлення, склад та структура електродних матеріалів на основі тугоплавких сполук та металевих систем істотно впливає на процес масопереносу при електроіскровому легуванні та властивості покриттів. Для зміцнення робочих поверхонь та відновлення зношених виробів з товщиною покриття до 2 мм найбільш ефективними виявились електродні матеріали з ЗАГАЛЬНІ ВИСНОВКИ високим коефіцієнтом масопереносу. Попередня іскрова та лазерна обробки поверхні підкладки, а також наступна світлотермічна обробка позитивно впливає на структуру і властивості електроіскрових покриттів.