CC BY
21
ФИЗИКА
Вестник Омского университета, 2005. № 2. С. 21-23.
© Т.В. Панова, B.C. Ковивчак, Д.В. Жуков, В.И. Блинов, УДК 669.018:535.211
2005
РЕНТГЕНОГРАФИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ИЗМЕНЕНИЙ В ПРИПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЯХ ЛОПАТОК ТУРБИН ПРИ ОБЛУЧЕНИИ МОЩНЫМ ИОННЫМ ПУЧКОМ
Т.В. Панова, B.C. Ковивчак, Д.В. Жуков*, В.И. Блинов**
* Омский государственный университет им. Ф.М. Достоевского, кафедра физического материаловедения 644077, Омск, пр. Мира, 55а, ** Омский государственный университет им. Ф.М. Достоевского, кафедра микроэлектроники и медицинской физики (¡44077, Омск, пр. Мира, 55а
Получена 15 февраля 2005 г.
The influence of high power ion beam treatment on deformation of a crystal lattice at «ЭП-517Ш» alloy was investigated. It is shown that the high-speed heating/cooling results in transformation of a martensite phase to a-phase.
Введение
В настоящее время повышение эксплуатационных параметров лопаток газотурбинного двигателя (ГТД) связывают с улучшением термомеханических свойств их приповерхностных слоев. Приповерхностный слой лопатки в процессе эксплуатации наиболее сильно подвергается механическому, тепловому, химическому, вибрационному и другим воздействиям. Необратимая потеря эксплуатационных свойств лопатки в большинстве случаев начинается именно с ее поверхности. Поэтому перспективным направлением в упрочнении лопаток ГТД является использование высоких скоростей нагрева и охлаждения, высоких градиентов температур, реализуемых при обработке концентрированными потоками энергии (КПЭ) с плотностью мощности 106-109Вт/ см , которые обеспечивают упрочнение тонкого поверхностного слоя при сохранении свойств матрицы. Образованная высокоскоростной закалкой структура и соотношение этих равновесных фаз может приводить как к упрочнению, так и к разупрочнению поверхностного слоя. Поэтому для разработки эффективных технологий необходимо прежде всего произвести исследования структурно-фазовых превращений в материалах, используемых для изготовления лопаток ГТД. В настоящей работе исследовались особенности деформирования кристаллической
решетки и формирования субструктуры в лопатках ГТД, изготовленных из стали ЭП517-Ш, при облучении мощным ионным пучком.
Методика эксперимента
В качестве объекта исследования использовали сталь - ЭП517-Ш (15X12Н2MB ФАБ), которая относится к высоколегированным особовысокока-чественным жаропрочным сталям мартенситного класса. Эта сталь применяется для изготовления высоконагруженных деталей двигателей (дисков, лопаток компрессора), работающих при температурах до 650 ° С. Обработку образцов проводили на ускорителе, имеющем следующие параметры: -состав пучка Я+ (30%), С+п (70%); энергия частиц ~ 0, ЗМэВ; средняя плотность ионного тока на мишени - (40 — 150)А/см2; длительность импульса - 50 не. При анализе структурно-фазового состояния стали ЭП517-Ш использовали рентгенографический анализ, проводившийся на дифрактометре «Дрон-ЗМ» в медном Ка -излучении. Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузках от 0,05 до 2 Н.
Результаты и их обсуждение
Гентгенографнческий анализ показал, что в исходном состоянии сталь ЭП517-Ш содержит
22
Т.В. Панова, B.C. Ковивчак, Д.В. Жуков, В.И. Блинов
мартенсит (тетрагональная кристаллическая решетка) и а-фазу железа (ОЦК-решетка). Пики мартенсита отличаются от одиночных линий феррита тем, что мартенсит дает двойные или даже тройные линии. Известно [1], что расстояние между парными линиями пропорционально концентрации углерода в мартенсите. По мере ухода углерода из мартенсита линии каждой такой пары сдвигаются. При облучении образцов с j = 50 и ЮОА/см2 еще наблюдалось присутствие мартенсита с концентрацией меньшей, чем в исходных образцах. Однако для образцов, облученных со средней плотностью ионного тока 150А/см2, исчезает раздвоение пика и обнаруживается только дублет а-фазы. Это свидетельствует о полном превращении фазы мартенсита в феррит. Известно также [1; 2], что сокращение расстояния между парами мартенситных пиков по мере уменьшения содержания углерода происходит при содержании углерода < 0,6%, а превращение мартенсита в феррит - при содержании углерода <0,3 %. Расчеты показали (см. табл.), что воздействие МИП приводит к уменьшению параметра решетки а-фазы, что связано с частичным удалением углерода из ок-таэдрических пустот а-фазы. Высокая точность измерения параметров кристаллической решетки феррита достигалась благодаря съемке по точкам отдельных пиков а-фазы и применению метода экстраполяции.
Однако с помощью рентгенографического анализа обнаружить фазы графита или карбида не удалось, что, по-видимому, связано с их небольшой концентрацией или локализацией в узком поверхностном слое. Анализ положения, формы и изменения интенсивности дифракционных пиков показал, что с увеличением плотности ионного тока происходит уменьшение интенсивности дифракционных пиков, их сдвиг в сторону больших углов и уширение. Подобное изменение также свидетельствует о перераспределении легирующих элементов в процессе теплового воздействия МИП. Обнаруженное при облучении МИП уширение пиков (см. рис. 1) может быть связано как с уменьшением областей когерентного рассеяния (ОКР), так и с увеличением микродеформаций, вызываемых при образовании дефектов кристаллического строения.
Анализ профилей дифракционных пиков с помощью метода аппроксимации функцией показал, что при возрастании средней плотности ионного тока происходит увеличение плотности дислокаций и уменьшение размеров ОКР (см. табл.). Наибольшее значение плотности дислокаций достигается для плотности тока ЮОА/см2, при этом размеры блоков являются минимальными. При средней плотности ионного тока 150А/см2 происходит незначительное увеличение размеров блоков, по сравнению с предыдущими режимами облучения, сопровождающееся небольшим
уменьшением плотности дислокации.
Изменение параметра а кристаллической решетки а-фазы, величины микроискажений, размеров областей когерентного рассеяния и плотности дислокаций в стали ЭП517-Ш при облучении МИП
Режимы облучения Параметр Величина Размер ОКР, Плотность
МИП решетки, (а ± 0,0001), А микроискажений е = Ad/d, Ю-3 D■10_6, см дислокаций, р, см~2
Исходный, сталь ЭП517-Ш 2,8683 0, 14 11, 16 7-Ю8
J = 50А/см , п = 3, г = 50нс. 2,8676 0,89 6,58 0,69- Ю11
J = ЮОА/см2, п = 3, г = 50нс 2,8676 1,62 3,63 2,28- Ю11
J = 150А/см2, п = 3, г = 50нс 2,8641 1,58 3,71 2,18- Ю11
Поскольку облучение МИП сопровождается существенным разогревом узкого приповерхностного слоя вплоть до температур плавления и кипения [3; 4], то уход углерода из межатомных пор ОЦК-решетки феррита является вполне оправданным, вследствие низкой растворимости углерода в ОЦК-решетке и очень малого времени существования расплава поверхностной зоны при воздействии МИП. Согласно данным [2], высвободившийся углерод может размещаться на дефектах (вакансиях, дислокациях) либо при коагуляции образовывать карбиды или графит.
Поскольку проведенные исследования показали существенные изменения как в фазовом составе, так и в субструктуре, то эти изменения не могли не сказаться на механических характеристиках стали ЭП517-Ш. Данные измерения микротвердости представлены на рис. 2. Видно, что значение микротвердости облученных образцов ниже, чем исходных. По-видимому, такой результат связан с тем, что основную роль в величине микротвердости играет не дефектная структура, а формирующийся фазовый состав. Так как твер-
Рентгенографическое исследование изменений в приповерхностных слоях лопаток турбин.
23
Рис. 1. Участок дифрактограммы стали ЭП517-Ш до (1) и после облучения МИП с плотностями j = 50А/см2 - (2), ЮОА/см2 - (3) и 150А/см2 - (4)
Рис. 2. Микротвердость стали ЭП517-Ш до (1) и nocj облучения МИП с плотностями j = 50А/см - (2), ЮОА/см2 - (3) и 150А/см2 - (4)
дость мартенсита превышает твердость феррита, то распад мартенсита при облучении МИП привел к уменьшению значения микротвердости.
высокодефектной структуры. По-видимому, это произошло вследствие распада более твердого мартенсита и формирования в основном мягкой ферритной фазы. Таким образом, с технологической точки зрения облучение МИП лопаток ГТД из стали ЭП517-Ш является нецелесообразным в связи с ухудшением поверхностных свойств.
[1] Уманский Я. С. Рентгенография металлов и полупроводников. М.: Металлургия, 1969. 496 с.
[2] Кремнев JI.C., Адаскин A.M., Боголюбов A.B. Определение концентрации углерода в мартенсите по асимметрии линий отражения // Заводская лаборатория. 1981. № 9. С. 1086-1090.
[3] Марков А.Б., Ротшшейн В.П. Расчет и экспериментальное определение размеров зон упрочнения и отпуска в закаленной стали У7А, облученной импульсным электронным пучком / / Поверхность. 1998. № 4. С. 83-89.
[4] Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Почивалов Ю.И., Овчинников C.B., Литповченко И.Ю., Рем-нев Г. Е., Исаков И.Ф. Дефектная субструктура в металлах на различной глубине от поверхности воздействия мощных ионных пучков // Поверхность. Физика, химия, механика. 1998. № 1. С. 108-117.
[5] Горелик С.С., Расторгуев Л.И., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: Металлургия, 1970. 107 с.
[6] Шасколъская М.П. Кристаллография. М.: Высшая школа, 1976. 391 с.
Заключение
С помощью РГА установлено, что облучение высоколегированной стали ЭП517-Ш МИП приводит к распаду мартенсита и формированию обезуглероженного феррита. Это связано с высокой скоростью кристаллизации и перекристаллизации в зоне интенсивного термического воздействия. Облучение МИП приводит к увеличению значений плотности дислокаций, свидетельствующему о высокой степени пластической деформации при облучении. Величина микротвердости стали ЭП517-Ш после обработки МИП уменьшается по сравнению с исходным значением, несмотря на образование мелкозернистой,
