Неорганические материалы, 2019, T. 55, № 4, стр. 426-432

Особенности формирования внутренней структуры металлокерамических частиц при плазменной обработке

А. Е. Чесноков 1*, А. В. Смирнов 1

1 Институт теоретической и прикладной механики им. С.А. Христиановича СО Российской академии наук
630090 Новосибирск, ул. Институтская, 4/1, Россия,

* E-mail: chae@itam.nsc.ru

Поступила в редакцию 25.04.2018
После доработки 17.10.2018
Принята к публикации 21.09.2018

Полный текст (PDF)

Аннотация

Представлены результаты получения путем плазменной обработки сферических, в том числе полых, частиц металлокерамического порошка с высоким содержанием карбидов. Определен фазовый состав, изучена морфология поверхности и внутренняя структура частиц, дано объяснение формированию структуры полой частицы.

Ключевые слова: металлокерамика, сферические порошки, полые порошки, плазмотрон, плазменная струя, самораспространяющийся высокотемпературный синтез, механический активатор планетарного типа

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время авиационной, автомобильной, нефтегазодобывающей, энергетической и др. промышленностями широко применяются металлокерамические порошки для газотермического напыления покрытий. Порошковые материалы, содержащие высокотвердые ультрадисперсные частицы в матрице из металлического сплава заданного химического состава (WC−Co, Cr3C2−NiCr, TiC−NiCr и т.п.), хорошо себя зарекомендовали в качестве износо- абразивно- и коррозионностойких покрытий [13]. Наиболее востребованы порошки типа WC−M (M = Co, CoCr) сферической формы с высокой (до 40%) внутренней пористостью, полученные с помощью распылительной сушки и спекания [3, 4]. Следует отметить, что напыление покрытий состава WC–M, при котором реализуются плавление и перегрев материала металлической матрицы, весьма проблематично из-за деградации карбида вольфрама WC → W2C → → W3C → W вследствие потери углерода при повышенных температурах [5, 6].

Широкие возможности открываются при использовании сферических, том числе полых, нано- и субмикроструктурированных порошков TiC–NiCr, TiC–Ni и т.д. Карбид титана стабилен вплоть до температуры его плавления (3423 K), которая значительно превосходит температуру плавления карбида вольфрама (3058 K), стабильность которого нарушается уже при ~2500 K. По твердости карбид титана в диапазоне температур 293–1500 K почти в два раза превосходит карбид вольфрама [7, 8].

В статье представлены результаты получения металлокерамических, в том числе полых, порошков, синтезированных в плазменной струе, для их использования в газотермическом напылении. Исследованы состав, морфология и микроструктура полученных порошков.

Цель работы – получение сферических частиц металлокерамического порошка с высоким содержанием твердой фазы.

Поставленная цель достигалась решением следующих задач:

1) сфероидизировать частицы композиционных порошков, образующихся при механическом измельчении компакта, полученного методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС), с заданным объемным содержанием металлического связующего;

2) синтезировать сферический металлокерамический порошок при обработке порошковых агломератов Ti−C−M (M = NiCr, Co) в плазменной струе.

МЕТОДИКА И РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА

В работе использовали порошок титана марки ПТОМ-2, порошок никель-хромового сплава (ПХ20Н80-56-24), кобальта (марки К0), порошок ламповой сажи (П803). Гистограммы объемного и счетного распределений частиц получали на анализаторе размеров частиц (0.04–2000 мкм) LS 13 320 (Beckman Coulter). Морфологию и микроструктуру частиц определяли с помощью электронного микроскопа Evo MA15 (Carl Zeiss). Механическую обработку порошковых частиц проводили в планетарной мельнице “Активатор-2SL”. Рентгенофазовый анализ обработанных (синтезированных) порошков выполняли на дифрактометре ДРОН-4.0 с использованием монохроматизированного CuKα-излучения. Плазменную обработку (синтез) металлокерамических частиц проводили, используя плазмотрон с межэлектродной вставкой номинальной мощностью до 50 кВт совместно с водоохлаждаемым плазмохимическим реактором объемом 30 л с контролируемой атмосферой. СВС металлокерамического компакта осуществляли в водоохлаждаемом реакторе объемом 15 л с контролируемой атмосферой.

Получение плотных сферических металлокерамических частиц и их свойства. Известно, что большие перспективы в получении композиционных порошков открываются при использовании СВС, инициируемого в порошках-реагентах, однородно перемешанных с порошком-инертом с заданным объемным содержанием [9, 10]. Для получения порошкового продукта проводится механическое измельчение синтезированного компакта и разделение его по фракциям, при этом для металлокерамических частиц характерна неравноосная форма. Дальнейшая обработка в плазменной струе, при которой происходит нагрев частиц до температуры плавления металлической матрицы и выше, позволяет получать сферические металлокерамические частицы.

Поставленная задача заключается в получении сферического порошка состава ТiC–Co (19 об. %), у которого объемные доли твердой фазы и металлического связующего соответствуют объемным долям в коммерческом материале WC−12Co (марка 1342VM, Prаxair, США).

СВС металлокерамического сплава осуществляли в контролируемой атмосфере аргона в свободном режиме горения. Как и в работе [11], порошковые реагенты с размерами частиц 20–40 мкм предварительно были механически активированы в планетарной мельнице.

Рентгенофазовый анализ металлокерамических порошков размерами от 20 до 90 мкм состава TiC−Co (19 об. %) показал наличие только фаз карбида титана и кобальта.

Для полученных частиц характерна осколочная форма, в них по всему объему металлического связующего равномерно распределены ультрадисперсные частицы карбидов. Их размер лежит в широком диапазоне, от десятков нанометров до 15 мкм. Как показано в работе [11], уменьшение содержания металлического связующего в составе синтезируемого металлокерамического компакта приводит к увеличению размеров карбидного зерна. Общий вид металлокерамических частиц и их шлиф для фракции +20–45 мкм представлены на рис. 1. Средняя микротвердость частиц составила HV0.025 = 1200.

Рис. 1.

Общий вид (а) и шлиф (б) металлокерамических частиц, полученных методом СВС.

Сфероидизацию порошка проводили с помощью плазмотрона (2) с межэлектродной вставкой мощностью до 50 кВт, установленного на водоохлаждаемом реакторе (4) с контролируемой атмосферой (рис. 2). Использовалась односторонняя инжекция обрабатываемого порошка непосредственно перед выходным сечением сопла плазмотрона. Основным плазмообразующим газом являлась смесь аргона и гелия. В качестве транспортирующего газа для ввода порошка в плазменную струю из дозатора (3) использовался аргон.

Рис. 2.

Принципиальная схема экспериментальной установки: 1 – баллоны с плазмообразующим газом, 2 – плазмотрон, 3 – порошковый дозатор, 4 – водоохлаждаемый реактор, 5 – коллектор порошка.

Обработка порошка проводилась при следующих параметрах: расход основных рабочих газов GAr = 0.4 г/с, GHe = 0.2 г/с, расход вспомогательного газа (аргон), подаваемого на защиту анода, GAr = 0.14 г/с, ток и напряжение дуги I = 250 A, U = 175 В, выходной диаметр сопла Dn = 11 мм, расход порошка 2.5 кг/ч. Тепловая мощность плазмотрона при этом составила 15 кВт. Число Рейнольдса, рассчитанное для этих условий работы, Re ~ 150, что соответствует квазиламинарному режиму истечения плазменной струи.

Морфология обработанных порошков представлена на рис. 3. Отмечено, что обработанные частицы наследуют внутреннюю структуру исходных частиц. Размер, форма и распределение карбидов по объему металлического связующего не изменились, частицы остались плотными. Средняя микротвердость частиц составила HV0.025 = 1640.

Рис. 3.

СЭМ-изображения общего вида (а–в) и шлифов частиц (г–е) при разном увеличении.

Получение полых сферических частиц металлокерамического порошка. Были проведены эксперименты по плазменному синтезу микросферического, в частности полого, металлокерамического порошка TiC–М (М = NiCr, Со) при обработке агломератов Ti−C−М в контролируемой атмосфере.

Получение агломерированных частиц для плазменного синтеза включало следующие этапы: 1) высокоэнергетическая механообработка (МО) исходных порошковых компонентов Ti, NiCr и Со (фракция ≤20 мкм), равномерное перемешивание с порошком сажи: Ti−C−NiCr (30, 40, 50 об. %) и Ti−C−Co (19 об. %) (режимы и методика МО подробно описаны в [11]); 2) подготовка сырья из механически перемешанных порошковых компонентов заданного состава для получения гранул методом экструзии; 3) классификация порошковых гранул по размерам.

В МО-стехиометрическую смесь реагентов добавляли 30 об. % клеевого связующего (полиэтиленгликоль) и перемешивали до образования однородной массы, после чего полученную смесь продавливали через сетку из нержавеющей стали с размером ячейки 200 мкм. Полученные гранулы сушили в вакуумном шкафу при температуре 120°С в течение 8 ч.

Высушенные гранулы рассеивали на вибростенде, используя набор аналитических сит, и выделяли фракции +40−80 и +80−125 мкм. Характерный вид полученных агломерированных порошков представлен на рис. 4. Гранулированный порошок содержит значительное количество мелких частиц. Отдельные агломерированные частицы имеют округлую форму и сформированы из ультрадисперсных частиц исходной порошковой композиции. Агломераты характеризуются высокой пористостью, которая обусловлена не только неплотной упаковкой порошковых частиц, но и появлением дополнительных газовых объемов в процессе сушки компакта.

Рис. 4.

Морфология частиц агломерированного порошка состава Ti−C–NiCr (30 об. %) фракции 80–125 мкм (а) и отдельной частицы (б).

Плазменный синтез осуществлялся аналогично обработке металлокерамического порошка TiC−Cо (19 об. %) с помощью экспериментальной установки, схема которой представлена на рис. 2, при тех же параметрах работы плазмотрона.

СЭМ-снимки металлокерамических частиц TiC−М (М = NiCr, Со), синтезированных из агломерированных порошков фракции +80–125 мкм, представлены на рис. 5; их шлифы – на рис. 6. Видно, что основная часть частиц имеет сферическую форму с развитой внутренней структурой.

Рис. 5.

Общий вид металлокерамических частиц, синтезированных из порошковых гранул фракции 80-125 мкм состава: TiC−Со (19 об. %) (а), TiC−NiCr (30 об. %) (б), TiC−NiCr (40 об. %) (в), TiC−NiCr (50 об. %) (г).

Рис. 6.

Шлиф синтезированных частиц: а–г – см. подп. к рис. 5.

Исходные порошки состоят из агломерированных частиц декамикронного размера, для которых характерна открытая пористость, обусловленная формированием из множества случайно упакованных ультрадисперсных частиц Ti, C и NiCr (Co). Их обработка в плазменной струе может привести к образованию плотных сферических частиц, полых микросфер и микросфер с распределенными газовыми включениями. Реализация того или иного сценария зависит от размера агломератов, их пористости, отношения связующего инертного металла и интенсивности межфазного теплообмена между агломерированной частицей и потоком плазмы и времени их пребывания в плазменной струе.

Процесс обработки агломерированных частиц включает следующие этапы [12].

Нагревание агломератов до момента, когда их поверхность начинает плавиться; одновременно в результате теплового расширения газ выходит из пористого объема частицы в окружающее пространство.

Формирование устойчивой поверхностной расплавленной пленки, которая инкапсулирует оставшийся газ в пористом объеме частицы. Масса газа, которая остается в частице, в значительной степени определяет диаметр и толщину оболочки полой микросферы.

Дальнейшее нагревание частицы, направленное внутрь. Плавление и коалесценция компонентов ультрадисперсных частиц, а также их вовлечение в растущий слой расплава благодаря идеальному смачиванию и минимизации поверхности фронта плавления; одновременно происходит перемещение исходного газа в центр частицы, либо его распределение по объему металлического расплава частицы.

Завершение плавления агломерата и образование либо центральной газовой полости и жидкой сферической оболочки, либо сферической капли с внедренными газовыми объемами с последующим нагреванием поверхности капли до точки кипения металлического связующего материала.

Последующее затвердевание сформированной частицы.

Рентгенофазовый анализ синтезированного металлокерамического порошка состава TiC–М (М = NiCr, Co) показал наличие только фаз карбида титана и металлического связующего.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В результате плазменной сфероидизации металлокерамических частиц с высоким содержанием карбидов, полученных методом СВС, образуются плотные сферы, наследующие размер, форму и распределение карбидов по объему металлического связующего.

Плазменным синтезом агломератов Ti−C−М (М = NiCr, Со) получен сферический металлокерамический порошок, содержащий от 50 до 80 об. % твердой фазы, для которого характерна развитая внутренняя структура: наличие плотных и полых частиц, а также частиц с распределенными газовыми объемами.

Список литературы

  1. Berger L.-M., Thiele S., Börner T., Janka L., Rodriguez Ripoll M. Influence of Cr3C2–NiCr Feedstock Powder Characteristics on the Deposition Efficiency, Coating Microstructures and Abrasion Wear Resistance // Proc. Int. Thermal Spray Conf. 2014. P. 806–812.

  2. Melnyk C., Gansert R., Lajun D., Weinstein B., Grant D., Watson M. Investigation of Mechanical Properties of Coatings and Bulk Components of Various Grain Sized Tungsten-Carbide-Cobalt Based Materials // Proc. Int. Thermal Spray Conf. 2011. P. 157–161.

  3. Żórawski W., Skrzypek S., Trpčevska J. Tribological Properties of Hypersonically Sprayed Carbide Coatings // FME Trans. 2008. V. 36. P. 81–86.

  4. Zimakov S., Kulu P., Goljandin D. et al. Microstructured Cermet Powders for HVOF Spraying // Welding Powder Metall. 2005. V. 1. P. 1–8.

  5. Balamurugan G.M., Duraiselvam M. Influence of Temperature on the Wear Behaviour of WC–Co Plasma Sprayed AISI 304 Austenitic Stainless Steel // Comput. Modelling New Technol. 2010. V. 14. № 3. P. 30–40.

  6. Fincke J.R., Swank W.D., Haggard D.C. Comparison of the Characteristics of HVOF and Plasma Thermal Spray // Thermal Spray Industrial Applications. Boston, 1994. P. 325–330.

  7. Верещака А.С. Работоспособность режущего инструмента с износостойкими покрытиями. М.: Машиностроение, 1993. 336 с.

  8. Ткаченко Ю.Г., Орданьян С.С., Юлюгин В.К. Характеристика трения, особенности деформации в зоне контакта карбида титана в области гомогенности // Порошковая металлургия. 1979. Т. 6. С. 45–51.

  9. Мержанов А.Г. Твердопламенное горение. Черноголовка: ИСМАН, 2000. 224 с.

  10. Ляхов Н.З., Талако Т.Л., Григорьева Т.Ф. Влияние механоактивации на процессы фазо- и структурообразования при СВС. Новосибирск: Параллель, 2008. 167 с.

  11. Solonenko O.P., Ovcharenko V.E., Ulianitsky V.Y., Chesnokov A.E., Batraev I.S. Effect of the Microstructure of SHS Powders of Titanium Carbide–Nichrome on the Properties of Detonation Coatings // J. Surf. Invest. 2016. V. 10. № 5. P. 1040–1047.

  12. Solonenko O.P. Criterion Conditions for the Formation of Hollow Microspheres from Plasma-Treated Agglomerated Particles // Thermophys. Aeromech. 2014. V. 21. № 6. P. 735–746.

Дополнительные материалы отсутствуют.