» » Модифицирование поверхности материалов потоками высокотемпературной импульсной плазмы
18.01.2016

Общие сведения

Как перспективное направление рассматривается обработка углеродистых и легированных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей, сплавов на основе никеля потоками высокотемпературной импульсной плазмы (ВТИП) с различной удельной мощностью в интервале (3—100)*10в5 Вт/см2 при длительности импульса 3—50 мкс. В результате такой обработки упрочняется поверхность, формируется быстрозакаленный оплавленный поверхностный слой при удельной мощности q > (1—2)*10в6 Вт/см2 и образуется в высоколегированных сталях аморфная фаза при q - (2—3)*10в6 Вт/см2 (длительность импульса - 2 мкс).
Вариация параметров плазменного воздействия, типа плазмы (водородной, гелиевой, кислородной) обеспечивает, в частности, повышение коррозионной стойкости сплавов титана, алюминия, нержавеющих сталей, что объясняется в основном формированием однородного твердого раствора и подавлением образования второй фазы.
Для целей поверхностного модифицирования металлов и сплавов применяют потоки ВТИП, получаемые в электродинамических плазменных ускорителях и импульсных плазменных установках.
Изучение воздействия потоков ВТИП с удельной мощностью, изменяющейся в интервале (3—100)*10в5 Вт/см2, при длительности импульса от 3 до 50 мкс на легированные и углеродистые стали типа Х18Н10, X16H15, XI3M2, Ст45, У8, 65Г, сплавы на основе титана, никеля, алюминия, циркония показало, что структура формирующихся слоев зависит от параметров ВТИП, в частности от плотности мощности q, количества импульсов и теплофизических характеристик материала.
При жестких условиях облучения q > (2—5)*106 Вт/см2 различных сталей и никелевых сплавов образуются два отчетливо выраженных слоя.
Поверхностный быстрозакаленный оплавленный слой имеет большое количество пор, раковин и других дефектов. Его толщина составляет 3—5 мкм для различных материалов и зависит от условий обработки.
Второй слой, соответствующий зоне термического влияния (без оплавления) толщиной до 15 мкм, более равномерен по толщине и однороден по структуре, практически не травится на зерно.
На глубине до 100—150 мкм наблюдается слой с большим количеством полос скольжения за счет пластической деформации и результате действия термических напряжений.
При средних режимах обработки (1*10в6 < q < 5*10в6 Вт/см2) слой расплава имеет меньшую толщину (до 1—1,5 мкм) и небольшое количество несплошностей.
Переходная область (зона пластической деформации) при данных параметрах ВТИП имеет толщину до 25—30 мкм.
Воздействие потоков ВТИП в мягких условиях (q < 1*10в6 Вт/см2) приводит к образованию одного слоя с модифицированной структурой, плохо травящейся ка зерно. При более низких удельных мощностях падающего потока q < (3—5)*10в5 Вт/см2 образование этого слоя не обнаружено.
С увеличенном плотности мощности потока ВТИП наблюдается пороговый характер образования различных по структуре модифицированных слоев.
При обработке сталей и никелевых сплавов потоками импульсной плазмы в относительно мягких режимах формируется столбчатая структура модифицированного слоя, ориентация которой зависит от кристаллографической ориентации зерен исходного сплава.
При обработке коррозионно-стойкой аустенитной стали 12Х18 HI ОТ, углеродистой инструментальной стали У8 потоками ВТИП с энергией падающего потока в импульсе, раиной 10-40 Дж/см2, при длительности импульса 15 мкс толщина модифицированного слоя, обладающего пониженной травимостыо, монотонно увеличивается от 10 до 40 мкм с ростом числа импульсов воздействия N от 1 до 6 соответственно. Это указывает ка аддитивность вклада q от каждого импульса. При дальнейшем росте числа импульсов толщина модифицированного слоя не меняется (рис. 20.6).
Модифицирование поверхности материалов потоками высокотемпературной импульсной плазмы

Методом просвечивающей электронной микроскопии модифицированного слоя, полученного в результате воздействии ВТИП, выявлено образование высокодисперсной ячеистой структуры.
Размер ячеек зависит от плотности мощности потока ВТИП (рис. 20.7) и содержании в сплаве высокодисперсных частиц — карбидов или карбонитридов, стойких к высокотемпературному воздействию. С их увеличением уменьшается размер ячеек. На глубине более 20 мкм не наблюдается образования ячеистой структуры, при этом микроструктура материала отличается от исходной в основном повышенной плотностью дислокаций.
Обработка потоками ВТИП с плотностью энергии 60—70 Дж/см2 при длительности импульса 3 мкс сплавов, склонных к аморфизации, в частности сплава Fe77B19Si4, приводит к образованию рентгеноаморфного слоя толщиной до 7—15 мкм.
Модифицирование поверхности материалов потоками высокотемпературной импульсной плазмы

Микроструктура, формирующаяся при воздействии потоков ВТИП, характеризуется достаточно высокой термической стабильностью. Например, при отжиге коррозионно-стойкой аустенитной стали 12Х18H10Т при температуре 893 К в течение 1 ч сохраняется дисперсная ячеистая структура.
При более высоких температурах ячейки объединяются в группы (зерна) с большеугловыми границами. Однако ячеистая микроструктура не исчезает до температуры 1173 К (t = 1 ч), что свидетельствует о высокой термической стабильности структурного состояния, получаемого при модифицировании потоками ВТИП.
В случае оплавления поверхностного слоя при воздействии потока ВТИП формирование литой ячеистой структуры быстро-закаленного слоя происходит при затвердевании в условиях высокого концентрационного переохлаждения.
Дислокационная ячеистая структура (субструктуро) характеризуется «размытием» по мере удаления от поверхности, т.с. плотность дислокаций по границам ячеек и внутри них выравнивается, так что на глубине - 25—30 мкм ячейки не наблюдаются. Образование этого типа дислокационной ячеистой структуры происходит в результате высокоскоростной пластической деформации при воздействии потоков ВТИП с параметрами, при которых поверхность не оплавляется. При таких режимах облучения обнаружены следы интенсивной пластической деформации на поверхности в виде полос скольжения и двойников.
Таким образом, различие двух типов ячеистой структуры, формирующейся при воздействии потоков ВТИП, обусловлено реализацией режимов обработки, приводящих в одном случае к оплавлению приповерхностных слоев, а в другом — к нагреву материалов до температур ниже температуры плавления.
При воздействии потоков ВТИП происходит упрочнение поверхности, повышаются трибологические характеристики материалов (износостойкость и др.).
Наиболее существенное упрочнение поверхности (более чем и два раза), обусловленное образованием высокодисперсной ячеистой микроструктуры с минимальным размером ячеек, наблюдается для высокоуглеродистых сталей (типа У8 и 65Г), феррито-мартенситных сталей (например, Х13М2БФР), а также сложнолегированных аустенитных сталей, имеющих в исходной структуре тугоплавкие первичные фазы (например, NbC и Nb(C, N) в стали X16 H15М3Б).
Предварительно упрочненные сплавы упрочняются при воздействии потоков ВТИП в меньшей степени, чем предварительно отожженные. Например, инструментальная сталь 65Г, характеризующаяся в исходном состоянии оптимальной прочностью за счет закалки и низкого отпуска, практически не подвергается дополнительному упрочнению при последующей обработке потоками ВТИП.
Плазменная обработка при умеренных режимах ~ 2*10в6 Вт/см2 приводит к монотонному увеличению микротвердости поверхности по мере возрастания количества импульсов облучения, выходя на насыщение, определяемое параметрами потоков плазмы и видом материала (рис. 20.8). Зависимость микротвердости модифицированной поверхности от плотности энергии потока имеет аналогичный вид (рис. 20.8, б).
Модифицирование поверхности материалов потоками высокотемпературной импульсной плазмы

Таким образом, обработка материалов потоками ВТИП приводит к упрочнению поверхностных слоев. Степень упрочнения и варьирование глубины этих слоев можно осуществлять, изменяя удельную мощность и число импульсов.
После обработки потоками импульсной азотной плазмы изделий из стали 40ХГНМ их износостойкость повышается в 2—4 раза при испытаниях в масляной среде и до 10 раз в условиях сухого трения.
Изменение механических свойств зависит от параметров потоков ВТИП, вида материала и его предварительной обработки.
Упрочнение материалов при обработке потоками ВТИП может быть обусловлено действием следующих факторов:
— формированием модифицированного быстрозакаленного слоя, имеющего упорядоченную ячеистую структуру, блокирующего движение и выход дислокаций на поверхность при пластической деформации металлов;
— повышением плотности дислокаций ка глубине, во много раз превышающей толщину быстрозакаленного оплавленного модифицированного слоя с ячеистой структурой (эффект «дальнодействия»);
— возникновением значительных остаточных напряжений, вызванных структурными изменениями и тепловым воздействием.
Формирование модифицированного слоя на поверхности металла в результате оплавления и быстрой закалки расплава с образованием ячеистой структуры является основным фактором, вызывающим упрочнение при воздействии ВТИП.
Модифицирование металлов и сплавов потоками высокотемпературной импульсной плазмы существенно повышает их сопротивление эрозии при последующем ионном облучении. В таблице приведены результаты изучения влияния обработки потоками ВТИП легированных сталей и никеля на коэффициенты эрозии вследствие радиационного блистеринга и физического распыления.
Обработка потоками ВТИП приводит к уменьшению коэффициентов эрозии из-за блистеринга до 25 раз, а физического распыления — в 2—7 раз.
Модифицирование поверхности материалов потоками высокотемпературной импульсной плазмы

Модифицирование поверхности металлических сплавов при импульсной плазменной обработке приводит к повышению их коррозионной стойкости.
Обработка потоками ВТИП хромоникелевых коррозионно-стойких сталей типа X18H10, XI7H13, X2IK26 приводит к смещению потенциала коррозии в положительную сторону на 0,12—0,25 В при испытаниях в серной кислоте и на 0,04—0,1 В — в хлорной, т.е. повышает коррозионную стойкость.
Образование однородного твердого раствора в результате растворения частиц второй фазы при формировании быстрозакаленного модифицированного слоя вследствие обработки потоками ВТИП является основной причиной повышения коррозионной стойкости исследованных сталей.
Модифицирующая обработка потоками импульсной плазмы оказывает существенное влияние не только на интенсивность коррозионного взаимодействия, но и на характер его предпочтительной локализации.
Переход от межкристаллитного коррозионного повреждения к фронтальному наблюдали при коррозионных испытаниях аустенитной стали ЧС-68 в среде цезия и кислорода при T = 1000 К, r = 150 ч после обработки гелиевой плазмой.
Обработка потоками ВТИП с целью повышения коррозионной стойкости сталей и сплавов, определяемая параметрами плазменного воздействия и типом плазмы, может рассматриваться в качестве перспективного направления для разработки новых технологий.
Формирование расплава на поверхности твердого тела при воздействии на поверхность потоков высокотемпературной импульсной плазмы с удельной мощностью падающего потока, превышающей некоторое критическое значение, когда температура поверхности достигает температуры плавления, используется для поверхностного легирования металлических материалов через жидкую фазу.
Метод заключается а плазменной обработке изделия с предварительно нанесенным слоем легирующих элементов. Обычно применяются в качестве легирующих элементом хром, никель, ванадий, титан и другие элементы, используемые при создании сложнолегированных коррозионно- и износостойких сталей. Для предварительного нанесения легирующих элементов на подложки применяют методы физического н химического осаждения. Способ нанесения легирующих элементов определяет толщину наносимого слоя, его адгезию с подложкой.
Оптимальное сочетание толщины нанесенного слоя легирующего элемента и удельной мощности q падающего потока ВТИП является необходимым для осуществления поверхностного легирования,
Расплавленный слой при воздействии потока ВТИП па образец с предварительно нанесенным легирующим элементом должен иметь толщину, обеспечивающую полное перемешивание легирующего элемента и материала основы в жидкой фазе.
Глубина проникновения легирующего элемента (Ni, Cr, Ti, V) в объем мишени из стали марки Ст3 составляет в среднем 20—45 мкм и превосходит толщину предварительно нанесенного слоя 0,2—1,7 мкм, а также толщину оплавленного быстрозакаленного модифицированного слоя 2,2—4,3 мкм, за счет интенсивного перемешивания в жидкой фазе и диффузионной миграции в твердой фазе.
Микротвердость легированной поверхности стали Ст3 достигает 1700—2500 МПа в зависимости от условий легирования, что примерно в три раза превышает микротвердость исходной стали и в два раза — микротвердость модифицированной быстрозaкаленной поверхности стали Ст3.
Получение покрытий плазменным напылением быстрозакаленных порошков

Применение быстрозакаленных порошков дли получения композиционных высокотемпературных материалов и покрытий является перспективным направлением порошковой металлургии.
Областью, где широко применяются порошки, полученные распылением расплава, является нанесение высокотемпературных покрытий для повышения эрозионной, коррозионной стойкости и износостойкости. В зависимости от направления использования порошки могут быть металлическими, содержащими множество легирующих элементов, либо тугоплавкими оксидами, карбидами и т.д.
Использование концентрированного потока энергии для оплавления порошков при нанесении их на подложку — перспективная технология нанесения покрытий. Источником высокой температуры может быть энергия горения топлива, плазменная дуга или лазерное излучение. В процессе получения покрытия на подложке формируются две поверхности — поверхность покрытия, обращенная к окружающей среде, и поверхность раздела между покрытием и подложкой. Наружная поверхность должна противостоять различным воздействиям окружающей среды, а поверхность раздела между покрытием и подложкой определяет прочность сцепления и, следовательно, эффективность покрытия для данных условий. Плазменное напыление является универсальным методом и может использоваться для получения покрытий, содержащих любые тугоплавкие соединения в порошкообразном виде.
Процесс напыления разделяют на три этапа: получение плазмы; взаимодействие плазмы с напыляемыми частицами; осаждение частиц на подложку.
Конструкция горелки для генерирования плазмы учитывает физические, относящиеся к плазме, и технологические факторы, что необходимо для получения стабильной плазменной струи высокой интенсивности. Взаимодействие плазмы с напыляемыми частицами сопровождается переносом тепла и количества движения между плазмой и частицами порошка. Формирование покрытия включает осаждение расплавленных частиц, а это также связано с переносом тепла и взаимодействием частиц порошка с подложкой. В плазме, помимо расплавления и ускорения частиц порошка, могут происходить также разложение, окисление и другие реакции, которые влияют на состав и свойства покрытий.
Покрытие при плазменном напылении образуется в результате соударения расплавленных частиц с поверхностью. Частицы теряют свою кинетическую энергию, расплющиваются или разрушаются в зависимости от вязкости расплава. Растекание частицы на подложке определяется характером смачивания подложки материалом покрытия (поверхностным натяжением расплава), и для быстрозакаленных сплавов (быстрозакаленных припоев) оно обычно существенно выше, чем для сплавов, полученных традиционной выплавкой слитка. Сила удара в определенной степени способствует схватыванию, которое обычно происходит при сварке давлением. Вследствие превращения кинетической энергии в тепловую температура частиц при соударении с поверхностью повышается до 3000 °C. Степень растекания капли по обрабатываемой поверхности до начала ее затвердевания зависит от вязкости расплава.
Сцепление покрытия с поверхностью улучшается при повышении шероховатости поверхности, например при дробеструйной, пескоструйной обработке, травлении, нарезании канавок и т.д.
Для получения качестве иного покрытия скорость напыления расплавленных частиц должна быть ниже скорости затвердевания ранее осажденных частиц. При этом вновь поступающие капли должны осаждаться на твердый слой покрытия. В применяемых на практике условиях напыления отдельные частицы затвердевают в течение 10в-7—10в-6 с. В течение этого времени при скорости напыления 1 кг/ч частицы диаметром 100 мкм в количестве 50—100 шт. будут попадать на площадь 1 м2. Скорость охлаждения для металлов при этом составляет 10в6—10в8 К/с.
В данном случае слои формируются в результате затвердевания каждой отдельной частицы без воздействия на нее других частиц.
С целью снижения или устранения дефектов покрытия используют защитную атмосферу (аргон) и напыление проводят в камерах низкого давления. Активно разрабатываются новые виды обработки после напыления, например горячее изостатическое прессование и лазерная обработка.
Преимущества напыления при низком давлении заключаются в достижении высокой скорости плазмы (число Маха M = 3) и большой длины струи 40—50 см по сравнению с 4—5 см на воздухе. Таким образом, перепад температуры по длине струи происходит плавно, и дистанция напыления не превышает критических значений. Существует некоторое оптимальное расстояние напыления, поскольку при малом расстоянии частицы полностью не оплавляются, а при чрезмерно большом возможно затвердевание расплавленных капель до соударения с поверхностью.
Нагрев подложки помогает получить качественное сцепление между покрытием и подложкой.
Порошки для плазменного напыления. Быстрозакаленные порошки сферической формы, полученные распылением расплава, находят широкое применение при нанесении покрытий плазменным способом.
Порошки чешуйчатой формы, а также сферические порошки диаметром меньше S мкм практически непригодны для плазменного напыления вследствие низкой текучести и трудности обеспечения постоянной скорости подачи порошка.
Обработка после напыления. Повышение плотности покрытия, залечивание дефектов осуществляются с помощью горячего изостатического прессования, использования электронных или лазерных пучков высокой плотности энергии.
Лазерная обработка устраняет пористость, обеспечивает высокую химическую однородность и металлургическую связь покрытия с подложкой. Обработка непрерывным лазером, как правило, обеспечивает скорость охлаждения расплавленного слоя 10в5 К/с. Для достижения более высоких скоростей охлаждения (10в10 К/с) при оплавлении поверхностного слоя покрытия желательно использовать импульсный лазер.
Плазменным напылением при скорости охлаждения 10в6—10в8 К/с получены метастабильные структуры главным образом алюминиевых сплавов. Методом микродифракции установлено, что первоначально напыленный слой является аморфным, а последующие слои — кристаллическими из-за роста зерен, вызванного уменьшением скорости охлаждения.
Для покрытия Cu60Zr40, наносимого на медную охлаждаемую подложку, аморфное состояние формируется при толщине покрытия до 0,75 мм.
Процесс плазменного напыления при низком давлении на конструкционные детали газовых турбин используется при изготовлении композиционных деталей из никелевых сплавов.
Путем напыления алюминия на волокна бора получены композиционные материалы на основе алюминия.
Плазменное напыление, будучи низкотемпературным процессом, идеально подходит для получения композиционных материалов с металлической матрицей при минимальном развитии взаимодействия между волокном и матрицей.