Содержание к диссертации
Введение
1. Современное состояние проблемы упрочнения рабочих органов почвообрабатывающих машин. Цель и задачи исследований 7
1.1. Причины выхода из строя рабочих органов почвообрабатывающих машин 7
1.2. Способы восстановления и упрочнения рабочих органов. Применяемые материалы 15
1.3. Применение технической керамики для создания износостойких покрытий 20
1.3.1. Физико-механические свойства технической керамики 20
1.3.2. Опыт применения керамических покрытий на рабочих органах 24
1.4. Способы получения плакированных композиционных порошков 26
1.5. Цель и задачи исследований 31
2. Теоретические предпосылки получения износостойких покрытий 32
2.1. Механизм образования металлических покрытий при термическом разложении карбонилов 32
2.2. Механизм образования износостойких структур при плазменном напылении металлизированных керамических порошков 41
2.2.1. Нагрев и движение частиц порошка в плазменной струе 41
2.2.2. Межфазное взаимодействие в порошковых частицах 45
2.2.3. Формирование покрытия при напылении 49
2.2.4. Химическое взаимодействие компонентов 51
2.2.5. Термомеханическая совместимость фаз 53
3. Методика экспериментальных исследований 56
3.1. Программа экспериментальных исследований 56
3.2. Проведение процесса газофазной металлизации 56
3.3. Определение химического состава и морфологии металлизированных порошковых частиц 61
3.4. Проведение плазменного напыления композиционных порошков 63
3.5. Определение химического состава, морфологии и микроструктуры покрытий 64
3.6. Определение твёрдости покрытий 67
3.7. Определение прочности сцепления покрытий с основным материалом 68
3.8. Определение износостойкости покрытий 69
3.9. Эксплуатационные испытания упрочнённых деталей . 71
4. Результаты исследований и их анализ 73
4.1. Скорость образования металлического покрытия на порошковых частицах 73
4.2. Химический состав и морфология металлизированных порошковых частиц 76
4.3. Химический состав, морфология и микроструктура покрытий 80
4.4. Твёрдость покрытий 91
4.5. Прочность сцепления покрытий с основным материалом 92
4.6. Износостойкость покрытий 94
4.7. Результаты эксплуатационных испытаний 96
5. Технологический процесс упрочнения и его экономическая эффективность 99
5.1. Технологический процесс упрочнения деталей 99
5.2. Экономическая эффективность процесса упрочнения 101
Общие выводы 111
Литература 113
Приложения 124
- Физико-механические свойства технической керамики
- Нагрев и движение частиц порошка в плазменной струе
- Определение химического состава, морфологии и микроструктуры покрытий
- Химический состав, морфология и микроструктура покрытий
Введение к работе
Качество работ, выполняемых сельскохозяйственной техникой, напрямую зависит от состояния рабочих органов машины. В частности, для операций почвообработки огромную роль играют почворежущие детали. Именно от них зависит качество технологического процесса, затраты на его проведение и сроки выполнения работ. Очевидно, что одним из важнейших показателей, определяющим надёжность машины, является ресурс рабочего органа.
На фоне прогрессирующего старения и сокращения машинно-тракторного парка хозяйств (текущая обеспеченность 45...60% от норматива) уровень использования производственных мощностей различных ремонтно-технических предприятий лежит в пределах 10...36%. Однако в последние годы появился экономический эффект от работы ремонтно-обслуживающей базы. Около 25% сервисных предприятий даже наращивают объёмы работ. В частности в Тверской области и в настоящее время продолжается процесс совершенствования сервисной службы [1].
Для организации технического обслуживания и ремонта сельскохозяйственной техники созданы и успешно работают машинно-технологические станции (МТС) в Конаковском, Кесовогорском, Молоковском и Кимрском районах Тверской области. Помимо выполнения основного объёма механизированных работ в нескольких хозяйствах, МТС ведут ремонт и восстановление техники [2]. Именно на базе этих развивающихся формирований представляется возможным внедрение современных технологических процессов восстановления и упрочнения деталей сельскохозяйственных машин.
Затраты на ремонт и техническое обслуживание техники составляют до 15% от всей валовой продукции сельского хозяйства. При этом в структуре этих затрат 70...75% приходится на закупку новых запасных частей и лишь 8...10% приходится на восстановление и упрочнение изношенных деталей машин [3].
Существует два подхода при изготовлении рабочих органов почвообрабатывающих машин. Первый заключается в выпуске рабочих органов из ле- тированных сталей типа 65Г с последующей термообработкой. Данный подход получил широкое распространение на отечественных заводах-изготовителях рабочих органов. Рабочие органы получаются дешёвыми и имеют невысокий ресурс, что приводит к их частой замене на почвообрабатывающих машинах.
В последнее время наблюдается тенденция снижения качества поставляемых деталей, так как за их изготовление взялись предприятия, ранее никогда этим не занимавшиеся. При этом зачастую не соблюдается установленная технология производства, изменяются геометрические параметры деталей и их физико-механические свойства. Рабочие органы, выпускаемые такими предприятиями, не соответствуют требованиям качества и не обеспечивают номинального ресурса работы [4].
Для второго подхода характерно применение высоколегированных сталей с последующей качественной термообработкой, либо упрочнением режущей части твёрдыми сплавами. Данное направление получило широкое распространение за рубежом. Упрочнённые на этапе изготовления рабочие органы почвообрабатывающих машин выпускают такие фирмы, как La Ріпа (Испания), Forges de Niawx (Франция), Land (США, Великобритания). Необходимо отметить, что перечисленные предприятия являются специализированными, то есть занимаются выпуском только рабочих органов [4].
Среди отечественных производителей, выпускающих упрочнённые рабочие органы, ведущим является ОАО «ВИСХОМ». Им налажено мелкосерийное производство упрочнённых рабочих органов улучшенной конструкции. При изготовлении используется легированная сталь, а износостойкое покрытие наносится методом плазменной дуговой наплавки.
В условиях недостаточного ресурса основной массы поставляемых рабочих органов представляется актуальным рассмотрение вопроса повышения их износостойкости. Ресурс может быть увеличен путём упрочнения данных деталей износостойкими покрытиями. При этом необходимо отметить, что в применении твёрдых сплавов для данных целей достигнут определённый предел. В этой связи представляется перспективным применение технической керамики в качестве основы износостойкого покрытия.
Керамика обладает существенными преимуществами перед традиционными наплавочными материалами (высокая твёрдость и износостойкость, низкая стоимость). При этом основной проблемой, связанной с применением указанного материала, является хрупкость керамики вследствие невозможности накопления в ней сколь либо существенной пластической деформации. Данная работа посвящена решению проблемы хрупкости керамики при использовании её в качестве износостойкого покрытия на рабочих органах почвообрабатывающих машин.
Основные положения диссертации докладывались на: всероссийской заочной конференции «Перспективы развития Волжского региона», г. Тверь, ТГТУ, 1999 г.; научно-практической конференции «Кадровые ресурсы и сберегающие технологии в агропромышленном комплексе», г. Тверь, Тверской ИПК АПК, 24-26 июня 2002 г.; международной научно-практической конференции «Современные проблемы технического сервиса в агропромышленном комплексе», г. Москва, МГАУ им. В.П. Горячкина, 16-18 декабря 2002 г.; ежегодных конференциях профессорско-преподавательского состава Тверской государственной сельскохозяйственной академии, 1999-2004 гг.
Работа выполнена на кафедре ремонта машин и ЭМТП Тверской государственной сельскохозяйственной академии (ТГСХА). Помощь при выполнении части экспериментальных исследований оказали: Государственный научно-исследовательский институт химии и технологии элементоорганиче-ских соединений (ГНИИХТЭОС), Дмитровский филиал Московского государственного технического университета им. Н.Э. Баумана (МТТУ), Тверской государственный технический университет (ТГТУ), Тверской государственный университет (ТГУ).
1. СОВРЕМЕННОЕ СОСТОЯНИЕ ПРОБЛЕМЫ УПРОЧНЕНИЯ РАБОЧИХ
ОРГАНОВ ПОЧВООБРАБАТЫВАЮЩИХ МАШИН.
ЦЕЛЬ И ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЙ
Физико-механические свойства технической керамики
Под термином «техническая керамика» понимают обширный класс тугоплавких неорганических материалов, которые могут быть образованы искусственно из практически всех твёрдых и части газообразных элементов периодической системы [47].
В работах [48-51] рассмотрены наиболее распространённые и широко применяемые в промышленности керамические материалы.
Карбид кремния - химическое соединение, представляющее собой ковалентную связь углерода и кремния в равных пропорциях. SiC тугоплавкое соединение и обладает высокой твёрдостью. Существует две модификации карбида кремния: гексагональная а (высокотемпературная) и кубическая (3 (низкотемпературная). Обладая пониженной твёрдостью и повышенной окисляемостью P-SiC не пригоден для получения высокотемпературных по 21 крытий. Уже при температуре 1800...2000 С Р-модификация переходит в а-SiC. а-SiC характерен стабильностью при высоких температурах, химической стойкостью, обладает высокой твёрдостью порядка 22...29,5 ГПа при плотности 3,2 г/см3. Кроме того, SiC обладает высокой теплопроводностью (41,2...164,8 Дж/м с-К) и низким коэффициентом термического расширения (4-Ю"6 К 1).
Карбид кремния нашел широкое применение в промышленности. Из него изготавливают абразивы, сверхтвёрдые инструменты, огнеупорные изделия, нагревательные элементы, варисторы, детали электроприборов и др. Карбид кремния рассматривается как заменитель металлов и конкурирует с керамическими материалами на основе оксида алюминия и нитрида кремния. Кварцевая керамика представляет собой искусственно полученный материал из таких исходных компонентов как: кварцевое стекло, синтетический аморфный кремнезём, кристаллический кремнезём. По химическому составу кварцевая керамика является чистой двуокисью кремния SiOj, а по структуре это аморфный материал, состоящий из отдельных спечённых между собой зёрен кварцевого песка. Вследствие своего аморфного строения, кварцевая керамика не имеет чётко выраженной температуры плавления, характерной для кристаллических материалов. Она имеет характерное плавное уменьшение вязкости с ростом температуры. Ориентировочное значение температуры плавления лежит в пределах 1140...1370 С. При нагреве и охлаждении кварцевая керамика не претерпевает фазовых превращений, сопровождающихся изменением объёма, вплоть до 1100 С. Si02 обладает высокой коррозионной стойкостью, низкой теплопроводностью (0,82...1,65 Дж/м-сК) и невысоким коэффициентом термического расширения (8...13,3-10- К" ) Механические свойства кварцевой керамики определяются её структурой, а именно зернистым строением и пористостью. Твёрдость керамики в пределах одного зерна изменяется от 13 до 25 ГПа и зависит от её пористости. Кварцевая керамика применяется в качестве материала для изготовления деталей, работающих в условиях химического воздействия агрессивных сред, под воздействием высоких температур, в абразивной среде. Нитрид кремния Si3N4 - искусственный минерал с сильными ковалентними связями и представляет собой кристалл, состоящий из кремния и азота. Соединение существует в двух модификациях - низкотемпературной триго-нальной cc-Si3N4 и высокотемпературной гексагональной P-Si3N4. Альфа-модификация переходит в бета-модификацию при температуре 1400...1600 С. Высокие физико-механические характеристики нитрида кремния обусловлены ковалентным типом связи в кристаллах. Материалы на основе S13N4 обладают исключительной устойчивостью, жаропрочностью, высокой твёрдостью, высокотемпературной прочностью и коррозионной стойкостью. Коэффициент термического расширения нитрида кремния довольно низкий (3-Ю"6 К 1), что обеспечивает ему высокую стойкость к термоударам. Плот-ность S13N4 составляет порядка 3,2 г/см, теплопроводность 12,4.,.24,7 Дж/м-сК, К недостатку S13N4 можно отнести плохую смачиваемость расплавленными металлами, что ставит под вопрос применение данного материала в качестве компонента композиционного покрытия. Нитрид кремния используют при изготовлении сверхтвёрдых обрабатывающих инструментах, деталей газовых турбин, камер сгорания, жаростойких и коррозионностойких деталей и т.д. Оксид алюминия А120з (глинозём) относится к ионным кристаллам и состоит из ионов А13+ иО". Существует несколько полиморфных разновидностей оксида алюминия, но наиболее полно исследованы лишь а-, у-, и р-модификации. Наиболее распространённым является альфа-оксид алюминия, который встречается в природе в виде минерала корунда. Его можно получить и искусственно, путём нагрева до высокой температуры гидроокиси и окиси алюминия различных модификаций. Кристалл корунда представляет собой тригональную систему с дитригонально-скаленоэдрической симметрией. Температура плавления чистого корунда составляет 2054±б С. Расплавленный корунд обладает незначительной вязкостью и легко кристаллизуется. а-А12Оз обладает прочной структурой и химически стоек. Для данного соединения характерна сравнительно высокая теплопроводность при комнатной температуре (29,3...41,8 Дж/м-с-К).
Гамма-оксид алюминия в природе не встречается, но может быть получен искусственно при обезвоживании алюмогеля, байерита, бемита или в процессе разложения солей алюминия при температуре около 500 С. Кристаллизуется в кубической системе как в скрыто кристаллической (высокодисперсной), так и в явно кристаллической формах. При прокаливании у-А120з при температуре свыше 1200 С эта модификация полностью переходит в а-модификацию.
Глинозём, выпускаемый промышленностью, представляет собой смесь а- и у-модификаций оксида алюминия в различных пропорциях и различным содержанием примесей. Из керамики на основе оксида алюминия изготавливают абразивные инструменты, различные изоляторы, детали, работающие в условиях коррозионной и термически активной агрессивной среды. Широкое применение корундовая керамика нашла при изготовлении износостойких деталей, работающих в условиях абразивной среды без динамических нагрузок.
Керамика на основе диоксида циркония Zr02 также представляет собой ионные кристаллы, состоящие из ионов Zr + и О2 . Для данного материала характерна высокая температура плавления, превышающая 2700 С, жаропрочность, коррозионная стойкость, высокая механическая прочность, низкая теплопроводность (2,09 Дж/м-с-К). Модуль упругости ZrCb меньше, чем у других оксидных материалов, что даёт высокое сопротивление разрыву и тепловому удару, а так же химическую стабильность при высоких температурах.
Промышленностью выпускается частично стабилизированный диоксид циркония кубической модификации, для которой характерен стабильный коэффициент теплового расширения. Стабилизация достигается путём введения добавок-стабилизаторов CaO, MgO и У20з в размере 4-6% по массе.
Из частично стабилизированного диоксида циркония изготавливают сверхтвёрдый инструмент для обработки резанием и пластическим деформированием, теплоизоляторы, нагревательные элементы, покрытия на лопатках газовых турбин и т.д.
На основании анализа изложенных данных можно сделать вывод, что техническая керамика обладает рядом характерных только ей физико-механических свойств. К основным характеристикам можно отнести высокую твёрдость при низкой плотности, высокую температуру плавления, химическую стойкость при высоких температурах. Всё перечисленное позволяет применять техническую керамику для создания высокопрочных покрытий на деталях, работающих в условиях интенсивного воздействия абразивной среды.
Нагрев и движение частиц порошка в плазменной струе
Таким образом, устойчивость расплава плакирующего металла на ядре частицы композиционного порошка зависит от размера частицы, толщины оболочки и физико-химических свойств системы расплав оболочки - твёрдое ядро. На рисунке 2.7 показана зависимость граничных значений угла смачивания от относительной толщины плакирующей оболочки. В области, лежащей над кривой, системе энергетически выгодно перейти из стадии І в стадию II (см. рисунок 2.6). Если же сочетание 0 и 8 расположено ниже кривой, то работа адгезии превышает выигрыш в поверхностной энергии, получаемый за счёт изменения размера внешней поверхности расплава. В этом случае возможна стабильность плёнки расплава на поверхности ядра [97].
В нашем случае для системы А Оз - Ni угол 8 = 133 [97] а соотношение толщины оболочки к радиусу ядра частицы составляет порядка 10"1. По рисунку 2.7 данное сочетание параметров системы лежит в области положительных значений скорости сворачивания плёнки расплава. Следовательно, можно предположить, что в процессе напыления рассматриваемой композиции будет происходить сворачивание расплава никеля на поверхности частицы оксида алюминия. Эксперименты, проведённые авторами [97] подтверждают это предположение. Частица при напылении будет двигаться в плазменной струе в стадии III (см. рисунок 2.6), при этом и оксидное ядро и свернувшаяся оболочка непосредственно взаимодействуют с плазмой.
Формирование плазменного покрытия происходит при ударе, деформации и затвердевании дисперсных частиц с основным покрываемым материалом или со слоем предыдущих частично остывших частиц. Для таких покрытий характерно образование слоистого материала, состоящего из деформированных частиц, перекрывающих друг друга и соединённых контактными участками.
Выделяют три стадии взаимодействия напыляемых частиц с основой [97, 102]. На первой стадии происходит сближение частицы и подложки до расстояния межатомного взаимодействия. На второй стадии образуются химические связи между атомами на основе квантовых процессов электронного взаимодействия. На третьей стадии происходит объёмное взаимодействие частиц материала и основного металла, что возможно за длительное время поддержания в контакте высоких температур или при обеспечении значительных коэффициентов диффузии. Стадия химического взаимодействия рассматривается как основная стадия образования прочного адгезионного и когезионного контакта за счёт коллективизации валентных электронов металлической связи или донорно-акцепторного взаимодействия, установления ковалентных парно-электронных связей в контакте разнородных материалов (металл - оксид).
Удар частицы о поверхность основного металла сопровождается сильной деформацией, при этом кинетическая энергия переходит в тепло и работу деформации. Импульсивное давление в момент контакта велико и способствует очистке поверхности подложки в месте удара. Физический контакт частицы наступает примерно за 10" с. Прочное соединение частицы с подложкой происходит под воздействием напорного давления, которое действует в течение всего времени деформации и затвердевания частицы. При скорости частиц в потоке плазменной струи 100-150 м/с напорное давление может составлять порядка 50-100 МПа при длительности действия 10 5-10"7 с [103].
Минимальную скорость движения расплавленной частицы, необходимую для её деформации на определённую величину, можно определить по уравнению [98] с - поверхностное натяжение расплавленной частицы. Для порошка оксида алюминия с радиусом частиц rs - 30 мкм при Т = 2350 К с вязкостью т\ = 60-10" Па-с, плотностью р = 3,97 г-см и поверхностным натяжением о = 0,7 Н/м при деформации на величину h/2rs = 0,1 минимальная скорость полёта частицы vp = 2,5 м/с. Очевидно, что указанной выше скорости движения частиц в струе плазмы вполне достаточно для полной их деформации на подложке. Другими словами частицы будут растекаться и образовывать сплошное покрытие.
Прочность сцепления зависит от физико-химических процессов, протекающих в контактной зоне, которые определяются, прежде всего, скоростью, температурой частиц и физическими свойствами контактирующих материалов. Как отмечается в [104, 105] механическая составляющая прочности сцепления зависит, прежде всего, от рельефа поверхности. Одна из основных проблем при напылении чистого оксида алюминия - плохая адгезия к основному материалу [106]. Более развитая поверхность основного материала позволяет пластичным частицам напыляемой композиции внедряться в неровности рельефа и удерживаться в них за счёт сил трения. Можно предположить, что в углублениях будет находиться преимущественно никель вследствие своей меньшей вязкости в расплавленном состоянии по сравнению с частицами оксида алюминия, которые могут и не успеть в полной мере расплавится за время пребывания в струе плазмы.
Ударное воздействие в зоне контакта вызывает упругие искажения кристаллической решётки и пластическую деформацию, что приводит к снижению энергии активации топохимических реакций на 15-20 % и резко ускоряет диффузионные процессы [98].
Химическое взаимодействие компонентов покрытия зависит от термодинамической совместимости составляющих его фаз или, другими словами, от их химической стабильности в процессе напыления. Между керамикой и металлом не должно происходить бурной химической реакции с образованием новых соединений или полного взаимного растворения фаз [101, 107, 108]. Химическое взаимодействие на границе раздела является необходимым условием образования связи между компонентами, тогда как слишком активное взаимодействие чаще всего снижает механические свойства композиции [109].
Определение химического состава, морфологии и микроструктуры покрытий
Процесс металлизации проводили следующим образом. Порошок массой около 100 грамм после взвешивания засыпали в реактор 2 через крышку. При использовании твёрдого карбонил а его засыпают в сублиматор 3, если же используется жидкий карбонил, то его заливают в испаритель 8. Перед началом процесса на реактор надвигают электропечь 1 и включают её. Также включают нагрев карбонила в сублиматоре или в испарителе, печь доразло-жения паров карбонила 11 и электроспираль 12 для сжигания паров оксида углерода. Ультратермостат 4 подаёт теплоноситель в рубашку вала реактора, при этом теплоноситель имеет температуру паров карбонила для предотвращения их разложения внутри вала.
После выхода установки на заданный температурный режим включают подачу несущего газа из баллона 6 либо воздуха из компрессора 7. Расход газа устанавливают при помощи ротаметров 5. Несущий газ, проходя через сублиматор или испаритель, захватывает пары карбонила и вносит их в реактор, в котором они разлагаются на поверхности нагретых частиц с образованием покрытия. Отходящие газы проходят через ловушки 9, служащие для визуального контроля процесса. Далее они попадают в печь доразложения паров карбонила и в горелку 13, в которой при помощи электроспирали 12 сжигается оксид углерода.
Контроль температуры в реакторе производили термопарой, подключённой к потенциометру 10. Температуру в ультратермостате U-2 и в сублиматоре карбонилов контролировали при помощи термометров. Вращение реактора осуществляется при помощи привода состоящего из электродвигателя В3-80X0 и пары шестерён.
Технические характеристики установки: - продолжительность процесса металлизации в среднем - 4 часа; - вместительность реактора - около 100 гр. исходного порошка в зависимости от его вида; - скорость вращения реактора - 20 мин"1; -максимальная потребляемая мощность- 1,1 кВт/ч.
В качестве исходного материала для получения металлического покрытия использовали тетракарбонил никеля Ni(CO)4, осаждение покрытия осуществляли на порошок оксида алюминия Al2Oj ГОСТ 30558-98 квалификации Г-000 «к» с содержанием а-А120з 21%. Предварительно был проведён отсев фракции 40...60 мкм и сушка порошка в сушильном шкафу при температуре 700 С в течении 3 часов.
При проведении исследования процесса металлизации исходных порошковых частиц стояло три задачи. Первая заключалась в определении оптимального температурного режима проведения процесса металлизации для конкретного порошкового материала. Для этого устанавливали определённую подачу несущего газа и проводили серию опытов по металлизации образца при различных температурах ведения процесса. Диапазон исследуемых температур включал в себя граничные значения, при которых скорость осаждения была нулевой. Исследования проводили при различных подачах несущего газа.
Вторая состояла в изучении зависимости между временем проведения процесса и содержанием никеля в исходном порошке. Данная зависимость будет необходима при составлении технологического процесса восстановления детали для определения продолжительности металлизации, при которой будет достигнуто заданное содержание металла.
Для получения никелевого покрытия на втором этапе подготовленный порошок оксида алюминия засыпали в реактор (см. рисунок 3.3) после предварительного взвешивания. Процесс металлизации проводили при температуре в реакторе 180 С, температуре в испарителе 10 С, В качестве несущего газа использовали азот N2 расход которого составлял 40 л/ч. Этап состоял из серии опытов различной продолжительности. После каждого опыта порошок высыпали из реактора и взвешивали на весах ВЛА-200М с точностью до 0,001 г. Полученный привес служил ориентировочным значением содержания никеля в порошке.
На третьем этапе решалась задача получения образцов металлизированного порошка оксида алюминия с заданным содержанием никеля в количестве, достаточном для осуществления плазменного напыления композиционного порошка на образцы и детали для дальнейших исследований. Процесс проводили в той же последовательности и режимах, что и на втором этапе при температуре в испарителе 26 С.
Отбор проб металлизированного порошка массой 0,6 грамма проводили при каждом его взвешивании. Всего было отобрано 10 проб. По окончании исследования процесса металлизации было получено три партии композиционного порошка А120з — Ni с различным содержанием никеля.
Исследования с целью точного определения содержания никеля в полученном композиционном порошке проводили в научно-исследовательской лаборатории физико-химических исследований «Катализатор» Тверского государственного технического университета (ТГТУ).
Массовое валовое содержание элементов в порошках определяли на рентгеновском спектрометре «СПЕКТРОСКАН МАКС GF1E» методом рент-генофлуоресцентного анализа (РФА). Данный метод обеспечивает прямое определение содержания элемента, при этом диапазон устанавливаемых содержаний обусловливается априорными данными. В нашем случае эти данные были получены на этапе изготовления партий композиционных порошков их взвешиванием на аналитических весах.
Метод РФА основан на измерении интенсивности рентгеновского флуоресцентного излучения определяемых элементов, которое возбуждается первичным излучением рентгеновской трубки. Под интенсивностью понимается поток квантов флуоресцентного излучения, проходящего через датчик системы регистрации. Мерой интенсивности является аналитический сигнал, который представляет собой скорость счёта электрических импульсов датчика. Этот сигнал для каждой линии флуоресцентного излучения пропорционален его интенсивности.
Содержание элементов определяли с помощью предварительно построенных градуировочных характеристик, которые для каждого элемента представляют собой экспериментально определённую зависимость его содержания от аналитических сигналов.
Перед проведением анализа на спектрометре «СПЕКТРОСКАН МАКС GFIE» проводили подготовку проб из композиционных порошков. Для этого использовали образцы порошков, отобранные на этапе их металлизации.
После проведения квантования материал пробы засыпали в тарелочку, входящую в состав разборной кюветы спектрометра. После уплотнения материала вровень с краями тарелочки, её накрывали куском полиэтилентереф-талатной плёнки толщиной 6 мкм и размером 30x30 мм. Плёнку закрепляли алюминиевым коническим кольцом, образец вставляли в кювету, а кювету в спектрометр и проводили анализ.
Химический состав, морфология и микроструктура покрытий
Как видно из рисунков исследуемая поверхность имеет характерную для плазменных покрытий слоистую структуру, состоящую из перекрывающихся расплавленных частиц порошка. Слой, полученный напылением не металлизированного оксида алюминия (см. рисунок 4.11, а) более рыхлый и шероховатый. Отчётливо видны отдельные частицы, большая часть из которых расплавилась полностью и затвердела в виде растёкшихся округлых капель.
В покрытии также присутствуют частично расплавленные частицы и частицы, успевшие только оплавится до сферической формы в потоке плазмы. Наличие последних объясняется тем, что часть частиц порошка движется по периферии струи плазмы в зоне низких температур. Впрочем, количество таких частиц незначительно и их присутствие не мешает формированию качественного покрытия.
С увеличением содержания никеля прослеживается чёткая тенденция к снижению числа не расплавившихся частиц. Это подтверждает теоретические выкладки, приведённые во второй главе (см. рисунок 2.5), о снижении трудности плавления оксидного ядра с ростом доли плакирующей оболочки.
Введение никеля в порошок оксида алюминия изменяет морфологию поверхности плазменного покрытия. Поверхность становится менее шероховатой по мере увеличения содержания металла в порошке (рисунки 4.11, б и 4.12), Это объясняется тем, что расплавленный никель равномерно заполняет все пустоты и неровности в покрытии и таким образом сглаживает его. На поверхности видны не полностью расплавившиеся частицы порошка, которые состоят из оксида алюминия.
Таким образом, изучение морфологии плазменных покрытий из полученных композиционных порошков на основе оксида алюминия позволяет утверждать, что введение в композицию никеля способствует получению более плотных, сплошных покрытий. При этом покрытие состоит из перекрывающихся застывших частиц оксида алюминия с равномерно распределённым между ними никелем. Наличие не расплавившихся частиц оксида незначительно.
Микроструктуры плазменных покрытий из композиционных порошков представлены на рисунке 4.13. На полученных изображениях отчётливо видны сформировавшиеся чередующиеся слои никеля перемежающиеся равномерными оксидными включениями. Такая структура оптимальна для формирования качественного керметного покрытия на поверхности основного материала.
Никель на рисунке 4.13 представлен в виде серых областей слоистой структуры. Используемая технология получения шлифов не позволила пол ностью выявить структуру оксида алюминия. Частично оксид виден на полученных изображениях в виде белых областей, а там где он выкрошился, на рисунке видны более тёмные области. Более полную картину может дать негатив приведённых микроструктур (рисунок 4.14). Инвертирование цветов позволяет более наглядно представить расположение структурных составляющих полученного покрытия. Как видно из рисунка 4.14, никелевая матрица в основном образует упорядоченную структуру, в которой местами наблюдаются разрывы. Однако не следует забывать, что здесь рассматриваются двухмерные изображения лишь одного из поперечных слоев покрытия. В объёме исследуемого покрытия может наблюдаться несколько иная картина. Анализ микроструктуры покрытия показал, что получена ожидаемая структура износостойкого материала с достаточно равномерным распределением компонентов. Свойства такого покрытия определяются общей твёрдостью, агрегатной микротвёрдостью, соотношением и характером межфазного взаимодействия компонентов. Измерение макротвёрдости на приборе ТК-2М показало, что значение твёрдости для исследуемых покрытий довольно сильно различаются. Так для покрытия с содержанием никелевой матрицы 9,1% была получена средняя твёрдость порядка HRC 62, что лежит очень близко к твёрдости плазменных покрытий на основе чистого А120з (HRC 60-70). Данные рентгенофотоэлек-тронного анализа говорят о переходе никеля в его оксид N12O3» а также об образовании алюмината никеля Ni(A103). Можно предположить, что в данном покрытии не формируется полноценной никелевой матрицы, и твёрдость покрытия определяется в основном оксидами алюминия и никеля. Для покрытия АЬОз - Ni (12,8%) было получено значение HRC 59 и это говорит о том, что в полученном слое более заметную роль начинает играть более пластичная никелевая матрица. Качественный анализ показал переход никеля в оксид N10, однако, учитывая особенность методики, можно предположить наличие чистого никеля в покрытии. Более низкую твёрдость показало покрытие с содержанием никеля 21,9% (HRC 54). Увеличение содержания металла даёт снижение твёрдости за счёт содержания пластичных Ni и А1. При измерении микротвёрдости исследуемых образцов было установлено, что она колеблется в широких пределах для каждого образца. Для первого образца замерить микротвёрдость не удалось вследствие его хрупкого разрушения при приложении нагрузки на индентор. Были получены следующие значения: Значения прочности сцепления, полученные после проведения исследования на разрывной машине (приложение Г), представлены на рисунке 4.15.
