Автор: Cezary Senderowski, Michal Chodala и Zbigniew Bojar
Источник: Department of Advanced Materials and Technologies, Faculty of Advanced Technologies and Chemistry,Military University of Technology, 2 Kaliskiego St., Warsaw 00-908, Poland; March 2015 (2015)вчених. — Донецьк, ДонНТУ — 2011, Том 2, с. 132-136.
Cezary Senderowski, Michal Chodala и Zbigniew Bojar Department of Advanced Materials and Technologies, Faculty of Advanced Technologies and Chemistry,Military University of Technology, 2 Kaliskiego St., Warsaw 00-908, Poland; March 2015 (2015).
Детонационной пушки распыляется покрытий типа Fe-Al в качестве альтернативы для аустенитной стали клапана, они были исследованы с помощью двух различных методов тестирования коррозии. Высокая температура, 10-часовая эксперименты окисления изотермический на 550, 750, 950 и 1100 °С показывает различия в поведении окисления покрытий типа Fe-Al в атмосфере воздуха. Слой оксида обеспечивает удовлетворительный стойкость к окислению, даже при 950 и 1100 °С. Гематит, ?-Al2O3 и метастабильной фазы оксида алюминия заметил на верхней поверхности покрытий, который сохраняет свою начальную толщину обеспечения защиты нижележащей подложки. В общем, только незначительные изменения фазового состава покрытий были замечены с одновременным укреплением контролируемой измерений микротвердость, даже после 10 часов нагревания при 1100 °С. С другой стороны, электрохимические испытания коррозии, которые проводились в 200 частей на миллион Cl- (NaCl) и рН ~4 (H2SO4) решение для имитации окружающей среды кислотно-дождь, выявить более высокие значения пробивного напряжения для D-пушки распыляется Fe-Al покрытия типа, чем те, для объемной Fe-Al сплава типа и Cr21Mn9Ni4 аустенитной стали клапана. Это позволяет использовать эти материалы в структурных и многофункциональных применений в агрессивных средах, в том числе кислых.
FeАl интерметаллические покрытия; D-пушки распыления; устойчивость к коррозии.
Интерметаллические соединения интересные материалы из-за их уникальных свойств, которые, как правило, приписывают их долгосрочным упорядоченным кристаллическим структурам [1-6]. Некоторые из этих материалов обладают высоким порядком вблизи критической температуры (Tc), а также высокой их точки плавления, что позволяет им поддерживать упорядоченное расположение атомов и, таким образом, препятствует диффузии процессов при высоких температурах [7]. Тем более, интерметаллические сплавы железа алюминивой основы являются привлекательными материалами для нескольких промышленных приложений в среде высоких температур [5-9], как сыпучий материал и покрытие, из-за их хороших механических свойств, относительно низкой плотности (5,56 г/см3 для FeAl фаза), отличная коррозионная стойкость в окислительных и сульфидных атмосферах (в результате их способности образовывать защитную высоко Al2O3 покрытие [10,11]), и низкая стоимость производства.
В качестве исследуемой функции возьмем уравнение Ван дер Поля, амплитуда колебаний которого затухает во времени:На основе кубического корпуса В2, FeAl фаза существует в интервале 36-50% в Аl и имеет Тс, который совпадает с его точки плавления при 1250 °С. Свойства этого соединения включают отличную устойчивость к окислению, коррозии и сопротивление сульфидирования, высокое электрическое сопротивление, достаточную прочность при температуре комнаты до около 500 °С и приемлемую пластичность при комнатной температуре, частично зависит от экологической чувствительности [10]. Руководствуясь соображениями выше, настоящих рабочих адресов в коррозионной поведения алюминида железа FeAl - 40% Al в виде D-пушки напыления покрытий под их тепловым нагревом и электрохимически коррозионных условиях. По данным литературы [8-17], FeAl типа интерметаллических защитных покрытий, которые нанесены различным методами термического напыления на стальные подложки, обладают очень полезными свойствами, как устойчивость к коррозии при высокой температуре, хорошие механические свойства, такие как микротвердости и адгезии, отличные смазывающие способности, герметичности, низкая пористость и отличная стойкость к абразивному износу. Различные элементы энергетических котлов в тепловых электростанциях имеют защитное FeAl покрытия, нанесенные высокой скоростью кислородного топлива (HVOF) и D-пушки распыления [10-13,18-29]. Эти покрытия предназначены для работы в агрессивных средах при повышенной температуре и в условиях абразивного износа в псевдоожиженном слое котлов [20,21,25].
Термическое напыление железа алюминидных покрытий также может найти применение в горячих участках защиты газотурбинных двигателей, однако покрытия обладают оксидных включений и пористости, которые могут вызвать шелушение покрытия. В частности, высокое содержание алюминия в порошках типа Fe-Al, осажденных на конструкционной стали будет генерировать окисление, которое обычно происходит во время термического напыления, и может изменить состав и микроструктура конструкции покрытий, вызывая ухудшение свойства отложений [11,18,26-28]. Ввиду вышеизложенного, целью настоящего исследования является определение результатов поведения окисления алюминидно железных образцов с покрытиями, как осажденный самостоятельной разложения FeAl-40% Al на порошков D-пушки распыления, для исключением электрохимические исследования коррозионной стойкости.
Коммерчески доступные разложения FeAl сырья в порошок с составом Fe 58,5%, Al 40% и С 1,5% по (спектральный анализ), и среднее распределение размера частиц между 38 и 75 нм являющиеся исходным материалом для D-пушки распыляющей покрытия. D-пушки распыления процесса на AISI (Амереканский металлургический институт) 1045 обычной углеродистой стали была проведена на оптимальных значениях (обсуждается в [22]), которые гарантируют воспроизводимость свойств металлической аэрозольной в каждом рабочем цикле. AISI 1045 обычный углеродистой стали закаленной и измельчали, которую очищали в абразивной очистной непосредственно перед нанесением [29]. Высокая температура изотермического окисления и тепловые эксперименты стабильность FeAl покрытий типа была определена путем нагрева в печи в атмосфере воздуха в течение 10 ч при 550, 750, 950 и 1100 °С соответственно. Структурные и физико-химические факторы, такие как изменения в морфологии и химического состава отдельных зерен, восприимчивости к изменению фазы и степени усиления покрытия, были проанализированы.
Анализ неоднородности химического состава (фазового состава) покрытий FeAl проводили с Philips XL-30 сканирующего микроскопа (Philips Electron Optics, Амстердам, Нидерланды), интегрированная с DX4i-EDAX рентгеновского микроанализа (EDAX Inc., Mahwah, Нью-Джерси, США), а также с Seifert XRD 3003 рентгеновском дифрактометре (Seifert, Ahrenburg, Германия). Пористость покрытий оценивали по микрофотографии количественного анализа, проведенного с (SEM) Philips XL30 / LaB6 запрограммированной с SIS программного обеспечения (Soft-Imaging Software GmbH, Мюнстер, Германия). Принцип Cavaleri-Hacquerta был применен [29], в соответствии с которым уровень внутренней пористости D-пушки напыленных покрытий (т.е. сцепления пористости) определяется с контурного метода как отношение суммы поверхности пор к общей поверхности образец. Оценка распределения твердости покрытия в слоистой структуре проводили в соответствии с методом Виккерса с Shimadzu микро-твердомер (Shimadzu, Kyoto, Japan) (нагрузка 100 т в течение 5 с). Коррозионная стойкость покрытий FeAl после опрыскивания оценивали методом анодного циклической поляризации в потенциодинамическом и потенциостатического режиме. Исследуемый образец поляризуется потенциала, начиная от отрицательных значений к положительным (анодных поляризационных) с одновременным текущей записи потока в электрохимической ячейке. Анодное поляризационная кривая (схема на рисунке 1) в плотности тока (I) прикладная потенциал (Е) координаты.
Перед проведением пассивации с соответствующим электролитом, материал начинает на его стационарного потенциала (США); а в следующем, он проходит через ряд пассивность, где материальные разбавляет (материал разъедает с низким, приемлемой скоростью) при минимальных, почти постоянной плотности тока. Когда определенное значение потенциала наводнен (Ер-прорыв потенциал) пассивный слой разрушается и исследованы материалы подвергается точечной коррозии. Когда определенное значение плотности тока достигается, демонстрируя интенсивную пропаганду ямы, направление поляризации вспять к катоду, чтобы описать способность материала для воссоздания пассивность. Величина, характеризующая эту способность является повторной пассивации потенциал Er (при плотности тока снова достигает уровня в пассивном состоянии). Разница Ер - Ер рассматривается как параметр, описывающий сопротивление данного материала к щелевой коррозии. В общем, для лучшего местного коррозионной стойкости, различия Ер - Es и Er - Es должен быть положительным и как можно. Значение Er не должна быть ниже, чем Es, Ep - Er, разница должна быть минимальной, а значение Ер так высоко, как это возможно.
Запись анодной поляризации кривые были выполнены с помощью ВНО-3, подключенного к A / C-PCL-711CS преобразователя при постоянном потенциальной скорости изменения, равной 1 мВ / с. Эксперименты были начаты 300 мВ ниже стационарный потенциал Es. В то время как был превышен прорыв потенциал, направление изменения потенциала было отменено, как предполагается, значение плотности тока был получен. Для каждого покрытия, три кривые коррозии испытаний были записаны. Третьи были приняты в стадии рассмотрения. Кислый раствор хлоридов была применена в качестве электролита, служащего в качестве коррозионной среде. Электролит содержал 200 м.д. Cl- (NaCl) с серной кислотой (H2SO4) при рН 4. Было моделирование атмосферных осадков кислотных дождей. Платиновой сетки служил в качестве противоположного электрода с исследуемого материала внутри. Насыщенный каломельный электрод (SCE) был электрод. Эксперименты проводились при комнатной температуре. Образцы были плоскими с равномерной площадью рабочей поверхности. Все образцы были отполированы при помощи полировочной гранулированой бумаги, и запечатаны в эпоксидной смоле с подключенного электрического контакта. В ходе экспериментов, электролит перемешивают и при контакте с воздухом.
Энергия детонации смеси непосредственно влияет на качество металлургического и геометрических параметров покрытия. Исследования показали, что даже незначительные изменения в одном из параметров D-пушки для распыления (например, объема топлива, окислителя и газов-носителей, расстояние напыления или частоты) значительное влияние на значение кинетической и тепловой энергии процесса, который являются решающими факторами для качества напыленных покрытий. Было установлено, что изменение параметров процесса (давление: пропан-бутан 0.01-0.028 МПа, кислорода 0.004-0.017 МПа, азот 0,001-0,006 МПа, распыление расстояние 160-250 мм и частоту распыления 3-6 Гц), приведет к значительному различных значениях энергии детонации, классифицированных как "высокий", "типичный" и "низкого" [22]. Когда распыленные частицы порошка имели высокую энергию, температура частиц был высоким и полученные покрытия были сильно деформированных и окисленные зерна (рисунок 2). Проведенные микроанализ химического состава в покрытиях микро-областей подтвердили наличие тонких пленок оксида алюминия (AlO3), особенно в области поверхности покрытий, см. таблицу 1 также высоко окисленные частицы (различные степени окисления) присутствовали в объеме покрытия.
Представленные результаты показывают, что при высокой энергии распыления, главным окисление FeAl зерна поверхности происходит. Это, несомненно, повышает коррозионную стойкость. Однако явление может быть невыгодным для металлических покрытий, поскольку присутствие оксидов в промежуточной зоне в границы опорно-покрытия может привести к снижению адгезии, решающее значение для хрупких покрытий применения FeAl. Кроме того, сильное окисление зерен покрытие также может привести к полному рассечение покрытия, в результате чего декогезии.
Было обнаружено, что применение порошка несущего газа (азота 2% -5%) снижает эффект активности кислорода в металлической аэрозольной (меньше оксидов в объеме покрытия). Это также снижает температуру и скорость на выходе продуктов детонации, которые, в свою очередь, значительно влияют на кинетическую энергию частиц порошка [22]. Эта энергия является решающим фактором, который определяет качество структуры покрытий FeAl и в частности их пористости (рисунок 3). Значение пористости когезионной 2% -5% с тенденцией к росту вместе с увеличением объема газа-носителя (азота).
Скорее всего, это наличие AlO3 масштабах и высокой упорядоченности интерметаллических фаз с увеличением количества алюминия в сочетании с высокой кинетической энергии D-пушки напыления, что причиной образования видимых микротрещин (рис 6) работает перпендикулярно пластинчатых знаки [22,29]. Это, в свою очередь, доказывает, что границы текучести не склонны к развитию трещин и имеют высокую степень прочности сцепления. Можно также предположить, что трещиностойкость выявленных ранее FeAl фаз с разной степенью окисления похоже, как микротрещины проходят через несколько слоев покрытия знаки (их обычно длина до 25 часов). Перпендикулярной ориентации микротрещин на поверхность покрытия позволяет сделать вывод о том, что растрескивание обусловлено доминирующей тепловые растягивающие напряжения в условиях высокой хрупкости фаз и инициируется при охлаждении покрытия, в результате разницы в коэффициентах линейного термического расширение которого равна А = (18 х 10-6) для FeAl и А = (12 х 10-6) для стали [22].
Как правило, прорыв потенциальные значения (EP) исследуемого D-пушки распыляется покрытий (за исключением механически проницаемые образцы с низким металлургических особенностей) выше от них для Fe-Al сыпучих материалов (рисю 8а) и высокой легирования стали клапан (рис. 8b). Покрытия могут быть посвящены структурных приложений в кислых средах и агрессивных средах коррозии.
(1) с ограниченной химические взаимодействия между продуктами детонации газа и материала покрытия не избежать в D-пушки распыления условиях.
(2) Высокая стабильность интерметаллических порошков частиц позволяет сохранение фазового состава, но высокое содержание алюминия частиц покрывается тонкими пленками оксида алюминия (в основном) во время полета на обработанной поверхности.
(3) В структуре минимальной толщины, оксидной пленки и слой покрытия, присутствие оксидов не влияет на механические свойства материала, но имеет преимущество в аспекте защиты от коррозии.
(4) Электрохимическая коррозия сопротивление напыленных покрытий при FeAl оптимальных условиях распыления выше для низкой пористостью покрытия, чем для объемной Fe-Al и аустенитной стали клапан Cr21Mn9Ni4. Это позволяет сделать вывод, что покрытия могут найти применение в агрессивных средах, содержащих кислоты.
(5) важным атрибутом изготовленных покрытий является их устойчивость к коррозии и тепловая стабильность при высоких температурах. После нагревания при температуре в диапазоне от 550 до 1100 ° С в течение 10 часов, были найдены незначительные изменения фазового состава и морфологии покрытия. Укрепление, контролируется путем измерения микро-твердости, полностью сохраняется.
По окончанию моделирования МВТУ занимало почти в 2 меньше оперативной памяти. Что касается быстродействия, то SimeLink затратил на моделирование примерно 9 секунд, а МВТУ около 2 секунд. Тесты проводились на компьютере со следующими параметрами:
1. Jozwik, P.; Bojar, Z. Influence of heat treatment on the structure and mechanical properties of Ni3Al-based alloys. Arch. Metall. Mater. 2010, 55, 271-279. 2. Jozwik, P.; Bojar, Z.; Grabowski, R. Catalytic activity of Ni3Al foils in methanol decomposition. Mater. Sci. Forum. 2010, 636-637, 895-900. 3. Podrez-Radziszewska, M.; Jozwik, P. Influence of heat treatment on resistance to electrochemical corrosion of the strain-hardened strips made of the Ni3Al phase based alloys. Arch. Civ. Mech. Eng. 2011, 11, 1011-1021. 4. Matysik, P.; Jozwiak S.; Czujko, T. Characterization of low-symmetry structures from phase equilibrium of Fe-Al system—Microstructures and mechanical properties. Materials 2015, 8, 914-931. 5. Durejko, T.; Lipinski, S.; Bojar, Z.; Bystrzycki, J. Processing and characterization of graded metal/intermetallic materials: The example of Fe/FeAl intermetallics. Mater. Des. 2011, 32, 2827-2834. 6. Durejko, T.; Zi^tala, M.; Polkowski, W.; Czujko, T. Thin wall tubes with Fe3Al/SS316L graded structure obtained by using laser engineered net shaping technology. Mater. Des. 2014, 63, 766-774. 7. Senderowski, C.; Bojar, Z. Corrosion behaviour of detonation gun sprayed Fe-Al type intermetallic coating. Eur. Corros. Congr. Eurocorr. 2010, 324, 611-612. 8. Pawlowski, A.; Senderowski, C.; Bojar, Z.; Faryna, M. Detonation deposited Fe-Al coatings Part I: Morphology of the Ni(Al) and Cr(Ni) transition layers and coatings of Fe-Al type sprayed onto carbon steel substrate. Arch. Metall. Mater. 2010, 55, 1061-1071. 9. Deevi, S.C.; Sikka, V.K. Nickel and iron aluminides: An overview on properties, processing, and application. Intermetallics 1996, 4, 357-375. 10. Guilemany, J.M.; Cinca, N.; Dosta, S.; Lima, C.R.C. High-temperature oxidation of Fe40Al coatings obtained by HVOF thermal spray. Intermetallics 2007, 15, 1384-1394. 11. Senderowski, C. Nanocomposite Fe-Al intermetallic coating obtained by Gas detonation spraying of milled self-decomposing powder. J. Therm. Spray Tech. 2014, 23, 1124-1134. 12. Senderowski, C.; Pawlowski, A.; Bojar, Z.; Wolczynski, W.; Faryna, M.; Morgiel, J.; Major, L. TEM microstructure of Fe-Al coatings detonation sprayed onto steel substrate. Arch. Metall. Mater. 2010, 55, 373-381. 13. Senderowski, C.; Bojar, Z.; Wolczynski, W.; Pawlowski, A. Microstructure characterization of D-gun sprayed Fe-Al intermetallic coatings. Intermetallics 2010, 18, 1405-1409. 14. Senderowski, C.; Zasada, D.; Durejko, T.; Bojar, Z. Characterization of as-synthesized and mechanically milled Fe-Al powders produced by the self-disintegration method. Powder Technol. 2014, 263, 96-103. 15. Yin, B.; Liu, G.; Zhou, H.; Chen, J.; Yan, F. Microstructures and properties of plasma sprayed FeAl/CeO2/ZrO2 nano-composite coating. Appl. Surf. Sci. 2010, 256, 4176-4184. 16. Yang, D.M.; Tian, B.H. Microstructure and mechanical properties of FeAl coating deposited by low pressure plasma spray. Appl. Mech. Mater. 2013, 333-335, 1916-1920. 17. Canakci, A.; Erdemir, F.; Varol, T.; Dalmi§, R.; Ozkaya, S. Effects of a new pre-milling coating process on the formation and properties of an Fe-Al intermetallic coating. Powder Technol. 2014, 268, 110-117. 18. Wolczynski, W.; Senderowski, C.; Morgiel, J.; Garzel, G. D-gun sprayed Fe-Al single particle solidification. Arch. Metall. Mater. 2014, 59, 209-217. 19. Senderowski, C.; Bojar, Z.; Wolczynski, W.; Roy, G.; Czujko, T. Residual stresses determined by the modified Sachs method within a gas detonation sprayed coatings of the Fe-Al intermetallic. Arch. Metall. Mater. 2007, 52, 569-578.