CC BY
248
Уфа : УГАТУ, 2012
'Вб&тн,и,к, ^Т^О/УіО^
Т. 16, № 5 (50). С. 160-167
МАШИНОСТРОЕНИЕ
УДК 621.793.184
А. А. Быбин
ВЛИЯНИЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОГО ОКИСЛЕНИЯ НА СОСТАВ И СТРУКТУРУ АЛЮМИНИДНОГО ПОКРЫТИЯ НА ИМПЛАНТИРОВАННОЙ ПОВЕРХНОСТИ НИКЕЛЕВОГО СПЛАВА
Рассмотрено влияние высокотемпературного окисления на состав и структуру вакуумно-плазменного покрытия ВСДП-11, нанесенного на подложку из сплава ЦНК-7П, имплантированную ионами иттербия. Изучено перераспределение элементов в покрытии в результате экспозиции образцов при температуре 850 оС, выявлена взаимосвязь между характером распределения элементов и работоспособностью защитного покрытия. Показано преимущество использования ионной имплантации как способа дополнительной подготовки поверхности никелевого сплава под вакуумно-плазменное покрытие, обеспечивающие повышение жаростойкости поверхности сплава. Алюминиидное покрытие; никелевый сплав; ионная имплантация; жаростойкость
ВВЕДЕНИЕ
Обработка концентрированными потоками энергии позволяет целенаправленно изменять состояние поверхностного слоя деталей и, как следствие, улучшать их эксплуатационные свойства. В настоящее время в серийном производстве широко применяются защитные покрытия, наносимые на поверхность лопаток турбин с использованием вакуумных ионно-плазменных технологий [1]. В литературе также отмечается, что перспективным способом обработки авиационных деталей является имплантация различных ионов в поверхность материалов [2].
В работе [3] указывается на целесообразность ионно-имплантационного модифицирования жаростойких покрытий. В данном случае процесс представляет собой комбинированную обработку, которой в последнее время уделяется значительное внимание. Несмотря на это, в серийном производстве комбинированные технологии для лопаток турбин практически не используются в связи со слабой изученностью влияния данного способа обработки на эксплуатационные свойства деталей.
Цель работы - исследование влияния высокотемпературного окисления на состав и структуру жаростойкого покрытия ВСДП-11, нанесенного на никелевый сплав ЦНК-7П, поверхность которого подвергалась имплантации ионами иттербия.
Контактная информация: anbybin@yandex.ru
1. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
В работе исследовали плоские образцы (20 х 10 х 3 мм) из литейного сплава ЦНК-7П (ХН60КВМЮТ) с равноосной структурой. Использовали образцы двух типов: с имплантацией поверхности ионами иттербия и без имплантации. При комбинированной обработке образцов поверхность сплава имплантировали ионами иттербия, а затем наносили покрытие ВСДП-11 (Л1-8і-У). Перед проведением имплантации и осаждением покрытия поверхность образцов обезжиривали бензином и ацетоном, подвергали пескоструйной обработке сухим электрокорундом с размером зерна 40-60 мкм.
Ионную имплантацию поверхности иттербием осуществляли на установке «ВИТА» по режиму: доза облучения 5-1016 ион/см2, энергия ионов 30 кэВ, плотность ионного тока 20-40 мкА/см2. Покрытие ВСДП-11 наносили на установке МАП-1 при токе дуги 500 А, электрическом потенциале подложки 50 В, вакууме не более 399-10-4 Па. Продолжительность процесса осаждения составляла ~ 60 мин, что обеспечивало получение покрытия (после термодиффузионного отжига) толщиной ~ 50-55 мкм. Режим вакуумного диффузионного отжига: 1050 оС, 3 ч, р < 133-10-4 Па.
Высокотемпературное окисление образцов осуществляли в спокойной атмосфере печи на воздухе при температуре 850 оС в течение 300 ч. После экспозиции образцы взвешивали на аналитических весах ВЛА-200г-М с точностью
0,0001 г. Микроструктуру образцов изучали с использованием металлографического микроскопа ЫБТЛУЛЬ. Микротвердость покрытий
измеряли на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке на индентор 50 г. Элементный состав по глубине покрытий определяли на растровом электронном микроскопе JXA-6400 (JEOL) с использованием энергодисперсионного анализатора Microtrace Series II (NORAN). Локальность анализа составляла 25 мкм2, глубина анализа ~ 1 мкм.
2. ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ
Испытаниями установлено, что за 300 часов экспозиции изменение удельной массы образцов с покрытием на имплантированной подложке оказывается в 1,6 раза меньше, чем образцов с покрытием на неимплантированной подложке. Полученные данные свидетельствуют о повышении сопротивления высокотемпературному окислению образцов, подвергнутых комбинированной обработке. Более высокая жаростойкость покрытия на имплантированной подложке связана с тем, что при высокотемпературных испытаниях образование защитного оксидного слоя на поверхности и взаимная диффузия компонентов сплава и покрытия приводят к перераспределению элементов и формированию фаз, тормозящих процесс окисления.
Для выявления роли имплантации подложки ионами иттербия на процесс высокотемпературного окисления (ВТО) используем данные микрорентгеноспектрального анализа по распределению элементов в исследуемых покрытиях, которые представлены в табл. 1. С целью упрощения изложения материала введем обозначения: покрытие без ИИ - покрытие ВСДП-11 на неимплантированной подложке, покрытие
с ИИ - покрытие на подложке, имплантированной ионами иттербия.
Рассмотрим распределение алюминия по зонам покрытия (обозначение зон приведено в табл. 1). Анализ данных показывает, что как в покрытии без ИИ, так и с ИИ в процессе окисления происходит уменьшение концентрации алюминия по глубине защитного покрытия по сравнению с состоянием покрытия до испытания. Данный факт связан с расходом алюминия на образование защитной оксидной пленки А1203. В работе [4] показано, что в процессе испытания в покрытии без ИИ под оксидным слоем во внешней зоне происходят мартенсит-ные превращения в фазе 0-№А1, в результате которых имеет место скалывание оксидного защитного слоя. Сравнивая значения микротвердости в поверхностном слое обоих покрытий (табл. 2) можно полагать, что мартенситная структура имеет место и в покрытии с ИИ. Так, в обоих случаях при окислении наблюдается повышение микротвердости поверхностных слоев: в покрытии без ИИ от 575 до 840 НУ, а в покрытии с ИИ от 550 до 740 НУ. После окончания экспозиции образцов микротвердость на участках с мартенситной структурой в покрытии с ИИ оказывается на 12 % меньше, чем в покрытии без ИИ. Следовательно, процессы скалывания защитной оксидной пленки в покрытии с ИИ будут происходить в меньшей степени, что обеспечит больший запас алюминия в покрытии. Действительно, даже после окисления в течение 300 ч в покрытии с ИИ запас алюминия остается больше, что способствует повышению долговечности покрытия.
Т аблица 1
Состав покрытия ВСДП-11 на подложке с ИИ и без ИИ до и после испытания на жаростойкость
Система по- Место измерения Содержание элементов, % (масс. )
крытия Ni Al Cr W Ti Co Si Y
верхняя часть внешней зоны 57.8 61.8 l9,0 l6,5 94 6,9 4,9 5,5 20 l,7 ЧІ 77 l,30 0,60 02 0,l
62,8 l8,6 7,00 4,2 2,3 7,6 0,43 00l
покрытие без 55,3 l4,l l3,8 6,l 3,l 8,3 l,07 < 0,l
ИИ внутренняя зона 43,2 42,l 92 6,5 2l,4 22,2 19.6 21.6 3,9 2,2 8,8 9,5 0,35 0,l0 0
зона сплава под покрытием 59,4 60,l 3,8 4,0 l5,l l4,5 7,8 7,5 3,9 4,2 8,9 8,8 0 0
верхняя часть внешней зоны 49,8 57,2 24,l l8,0 80 8,4 4,6 4,5 loG 2,0 67 l,30 0,89 0,7l 0,72
покрытие нижняя часть внешней зоны 6l,8 62,9 2l,0 l7,2 56 6,l 20 2,8 l8 2,l °.i <4 77 0,45 0,64 0,38 0,20
с ИИ внутренняя зона 47,8 38,l l2,0 7,4 l5,9 l8,2 ll,l l0,5 3,l l,7 807 7,8 0,32 0,28 0
зона сплава под покрытием 56,8 55,0 66 5,7 l4,8 l6,2 ^1 <4 79 7 3 со 8,2 9,l 0 0
Примечание: в числителе дан состав до испытаний, в знаменателе - после испытаний
Таблица 2
Микротвердость покрытия ВСДП-11 на подложке с ИИ и без ИИ
до и после испытаний на жаростойкость
Покрытие Микротвердость, НУ, зон:
внешней зоны на границе между внешней и внутренней зонами внутренней зоны
в верхней части в нижней части
570 560 630 720
ВСДП-11 без ИИ 840 550 570-600 770
550 570 630 660
ВСДП-11 с ИИ 740 600 550 740
Примечание: в числителе дана микротвердость до испытаний, в знаменателе - после испытаний
В результате высокотемпературного окси-ления отток алюминия на образование оксида А1203 вызывает диффузию алюминия из нижележащих слоев. Однако диффузия алюминия по зонам покрытия на имплантированной и неим-плантированной подложке проявляется по-разному. Так, если в покрытии без ИИ убыль алюминия в верхней части внешней зоны и во внутренней зоне практически одинакова (2,5-2,7 масс. %), то в нижней части внешней зоны убыль возрастает до 4,5 масс. %. В покрытии с ИИ данные изменения проявляются в обратной последовательности: в верхней части внешней зоны и во внутренней зоне убыль достигает 6,1 и 4,5 масс. % соответственно, а в нижней части внешней зоны - снижается до
3,8 масс. %. Как было показано в работе [4], при окислении вакуумно-плазменного покрытия на дне внешней зоны формируется барьер в виде силицидной прослойки на основе тугоплавких элементов, а под оксидным слоем образуются сложные оксиды с иттрием, которые повышают адгезию защитного оксидного слоя. Имплантация поверхности иттербием, как это будет показано ниже, способствует увеличению количества фаз с иттрием, уменьшению сили-цидной прослойки и формированию соединений с иттербием, преимущественно в нижней части внешней зоны, которые также могут тормозить диффузию элементов в покрытии. Следует учитывать и действие развитой дислокационной структуры в сплаве под покрытием. Рассмотренные явления объясняют различия в убыли алюминия в результате ВТО в покрытиях на имплантированной и неимплантированной подложке.
Повышенный отток алюминия в верхнюю часть покрытия в случае имплантированной подложки приводит к образованию защитного оксидного слоя большей толщины, обладающего достаточно высокой адгезией к покрытию. Проведенный анализ по распределению алюми-
ния в покрытии свидетельствует о положительном влиянии на жаростойкость модифицирования сплава ионами иттербия.
Рассмотрим распределение кремния в покрытии. Микрорентгеноспектральным анализом показано, что кремний диффундирует в покрытии по направлению к сплаву. Установлено, что после ВТО содержание кремния в нижней части внешней зоны увеличивается на 0,64 и 0,19 масс. % для образцов без ИИ и с ИИ соответственно. При этом в верхней части внешней зоны наблюдается убыль содержания кремния, однако его все равно остается в большем количестве в покрытии с ИИ. Следовательно, наличие имплантированного подслоя приводит к торможению диффузии кремния при окислении. Данное явление объясняется следующим образом. В покрытии с ИИ до испытания доля кремния, содержащегося в виде твердого раствора замещения в фазе Р~№А1, больше, чем в покрытии без ИИ в связи с меньшим связыванием кремния в силициды тугоплавких элементов. Поэтому при окислении Ь-фазы в оксиде А1203 происходит замещение А13+ на 814+, т. е. имеет место легирование оксида алюминия кремнием, который находится в Ь-фазе в виде твердого раствора. Таким образом, в процессе высокотемпературного окисления происходит большее задерживание кремния в верхней части внешней зоны покрытия с ИИ, что и определяет меньшую его диффузию по направлению к сплаву.
Кроме того, при диффузии кремния по направлению к сплаву на границе между внешней и внутренней зонами покрытия благодаря встречному потоку тугоплавких элементов формируется силицидная прослойка [5]. Данная прослойка представляет собой эффективный барьер на пути взаимной диффузии элементов сплава и покрытия. Учитывая, что в покрытии без ИИ после окисления количество кремния на дне внешней зоны больше, чем в покрытии с ИИ, следует предполагать уменьшение сили-
цидной прослойки при наличии имплантированного подслоя. В то же время формирование силицидной прослойки осуществляется на базе той части кремния, которая диффундирует из верхних слоев внешней зоны покрытия, приводя к их обезлегированию и способствуя образованию хрупкой мартенситной структуры. В виду этого меньший перепад концентрации кремния по внешней зоне покрытия с ИИ следует признать более благоприятным, чем в покрытии без ИИ.
Другим элементом, оказывающим заметное влияние на жаростойкость покрытия, является никель. По данным рентгеноспектрального анализа никель в покрытии с ИИ диффундирует из внутренней зоны покрытия во внешнюю, в то время как в покрытии без ИИ в большей степени из нижней части внешней зоны в верхнюю ее часть. Данный факт обусловлен блокирующим действием силицидной прослойки, которая в покрытии без ИИ затрудняет диффузию никеля из внутренней зоны в верхнюю, а в покрытии с ИИ слабо влияет на его диффузию в связи с уменьшением «тормозящей» прослойки.
Установлено, что в покрытии с ИИ концентрация никеля в верхней части внешней зоны увеличивается на 7 масс. %, в то время как в покрытии без ИИ всего на 4 масс. %. Повышение содержания никеля должно привести к образованию мартенситной структуры в покрытии [6]. Однако в покрытии с ИИ фаза Р~№А1 внешней зоны меньше обезлегируется кремнием. Поэтому диффундирующий из внутренних слоев покрытия никель в большей степени по сравнению с покрытием без ИИ способствует образованию упрочняющей фазы /-№^1 и в меньшей степени приводит к формированию мартенситной структуры.
Рассмотрим распределение иттрия в покрытии. Как видно из данных, приведенных в табл.
1, в верхней части внешней зоны в покрытии без ИИ содержание иттрия уменьшается в 2 раза, а в покрытии с ИИ концентрация иттрия остается практически постоянной. При формировании покрытия иттрий оказывается в расплавленном жидкометаллическом слое и способен образовать как интерметаллидные соединения с никелем и алюминием, так и оксид иттрия У203.
В начальной стадии процесса совместно с Ь-фазой окислению подвергаются и интерметаллидные фазы с иттрием. При этом часть иттрия улетучивается с поверхности в виде газообразного оксида У0 [7]. В случае большего
содержания алюминия, как это имеет место в покрытии с ИИ, формирование сплошной оксидной пленки А1203 происходит быстрее, что приводит к замедлению процесса окисления фаз, содержащих иттрий. Кроме того, как показывает микрорентгеноспектральный анализ, в процессе высокотемпературного окисления имеет место диффузионная подпитка иттрием верхней части внешней зоны из нижележащего слоя.
Ввиду большего содержания иттрия в покрытии с ИИ в процессе окисления под сформировавшейся оксидной пленкой А1203, согласно данным работы [7], возможно образование оксидов типа УСг03, У3А15012, УА103, которые «пришпиливают» оксидную пленку к поверхности окисляемого покрытия и одновременно препятствуют диффузии металла и кислорода, что благоприятно действует на стабильность покрытия.
Рассмотрим особенности распределения в покрытии легирующих элементов сплава после испытания и в первую очередь хрома, который является основным легирующим элементом сплава ЦНК-7П. Установлено, что в покрытии без ИИ после высокотемпературной выдержки основные изменения наблюдаются только во внешней зоне. Так, в верхней ее части имеет место снижение концентрации хрома на 2,5 масс. %, а в нижней - увеличение
на 6,8 масс. %. Указанная закономерность свя-з ана с преимущественным аккумулированием хрома в виде силицидов в нижней части внешней зоны, что тормозит диффузию хрома из внутренней зоны к поверхности. Кроме того, снижение концентрации хрома в верхней части внешней зоны связано также с тем, что хром, содержащийся до испытаний в виде а-Сг, окисляется до оксида Сг2О3, когерентного с оксидом А12О3. Мартенситные превращения во внешней зоне при ВТО способствуют скалыванию указанных оксидов.
В покрытии с ИИ изменения по концентрации хрома наблюдаются во всех анализируемых зонах, и отмечается некоторое увеличение его содержания. Наибольшее увеличение концентрации хрома имеет место во внутренней зоне и составляет 3,7 масс. %, в то время как во внешней зоне содержание хрома возрастает всего на 0,4...0,5 масс. %. Аккумулирование хрома во внутренней зоне после ВТО и малое его возрастание во внешней зоне связано с тем, что в нижней части внешней зоны в покрытии с ИИ имеется барьер в виде интерметаллидов типа
№пУЬ3, №У и др., оксидных фаз УЬ203, А1ХУ-Ьу02 [8, 9] и силицидов УЬХ81у [10], который блокирует диффузию хрома из внутренней зоны покрытия.
Характер распределения хрома после высокотемпературного окисления в покрытии без ИИ и с ИИ позволяет выявить положительную роль имплантации на ресурс покрытия. Во-первых, более высокое содержание хрома в верхней части внешней зоны покрытия тормозит процесс превращения Ь-фазы в /-фазу при окислении и, соответственно, увеличивает жаростойкость Ь-фазы [7]. Во-вторых, наличие прослойки силицидов на основе хрома на дне внешней зоны сказывается двояко. С одной стороны силициды тормозят поток тугоплавких элементов из сплава в покрытие, что стабилизирует и сплав, и покрытие, а с другой стороны возрастание доли силицидов приводит к повышению хрупкости покрытия. Уменьшение доли силицидов хрома в покрытии с ИИ обеспечивает большую пластичность покрытия, а ослабление тормозящего действия силицидной прослойки будет компенсироваться барьером из соединений на основе иттрия и иттербия. В-третьих, несмотря на то, что происходит подпитка хромом внутренней зоны, содержание хрома в данной зоне в покрытии с ИИ благодаря действию дислокационной структуры имплантированной поверхности сплава остается меньшим, чем в покрытии без ИИ, что будет обеспечивать несколько большую пластичность покрытия. Данный факт согласуется также с результатами измерения микротвердости внутренней зоны покрытия, которая составляет 770 и 740 НУ для покрытия без ИИ и с ИИ соответственно.
Рассмотрим распределение вольфрама в покрытии. Наличие развитой дислокационной структуры в поверхности сплава, полученной в результате ионного модифицирования иттербием, также как и в случае с хромом, способствует замедлению диффузии вольфрама из сплава во внутреннюю зону покрытия. Кроме того, образующиеся в нижней части внешней зоны соединения с иттербием будут тормозить диффузию вольфрама из внутренней зоны во внешнюю. В результате этого на дне внешней зоны будет формироваться меньшее количество силицидов вольфрама по сравнению с покрытием без ИИ. Следовательно, меньшее количество вольфрама во внешней зоне в покрытии с ИИ после испытаний по сравнению с покрытием без ИИ будет способствовать повышению стабиль-
ности и сохранению адгезионной прочности покрытия в связи с меньшим количеством отрицательно действующих летучих оксидов W02 и W205.
Рассмотрим распределение титана в исследуемых покрытиях. Как следует из табл. 1, среднее содержание титана в покрытии без ИИ до и после испытаний составляет 2,7 и 2,3 масс. % соответственно, а в покрытии с ИИ сохраняется постоянным на уровне 1,9 масс. %. Меньшее содержание титана в покрытии с ИИ и сохранение его концентрации на постоянном уровне в процессе испытаний обусловливает снижение количества оксидов титана и связанных с ним дефектов, вызывающих снижение жаростойкости. Действительно, по данным работы [7], образующийся при окислении оксид титана способствует возникновению дефектов в оксидной пленке А1203, что снижает ее прочность. В данном случае замещение тремя ионами Т14+ четырех ионов А13+ способствует образованию алюминиевой вакансии, а замещение двумя ионами Т14+ двух ионов А13+ - кислородной вакансии. Такие вакансии способствуют уве л ичению скорости диффузионных процессов в слое А1203, что приводит к снижению сопротивления высокотемпературному окислению. Кроме того, при окислении алюминидного покрытия возможно формирование перовскитов №ТЮ3, которые некогерентны с подоксидными фазами типа шпинелей №А1204 и №Сг204. Возникающие на границах указанных фаз дефекты также способствуют снижению жаростойкости покрытия.
Благодаря высокой диффузионной подвижности титана и его способностью встраиваться в различные фазы, он может неравномерно накапливаться в различных зонах покрытия.
Так, в покрытии без ИИ после окисления такой областью является нижняя часть внешней зоны, в которой концентрация титана достигает
3,1 масс. %, в то время как в верхней части внешней зоны и во внутренней зоне содержание титана составляет 1,7 и 2,2 масс. % соответственно. Повышенное содержание титана в нижней части внешней зоны покрытия связано с подпиткой титана из сплава и встречной диффузией кислорода, приводящих к образованию оксидов титана, перовскитов и обогащенной титаном у'-фазы. В покрытии с ИИ отмечается более равномерное распределение титана: 2,0.2,1 масс. % во внешней и 1,7 масс. % во внутренней зоне покрытия. Данный факт обусловлен тормозящим действием развитой дис-
локационной структуры в сплаве вследствие имплантирования его поверхности и барьерных слоев на основе соединений иттрия и иттербия во внешней зоне покрытия.
В пользу положительного действия ионного модифицирования поверхности сплава свидетельствует также следующие данные. Установлено, что в покрытии без ИИ в результате окисления наблюдается снижение содержания титана во внутренней зоне покрытия на 1,7 масс. %. В покрытии с ИИ такое уменьшение составляет всего 1,3 масс. %. Меньшая убыль титана в покрытии с ИИ обусловливает снижение доли крупных карбидов хрома, образующихся в результате карбидных реакций [11, 12], тем более, что внутренняя зона покрытия с ИИ характеризуется также и меньшим содержанием хрома. Данный факт способствует повышению пластичности внутренней зоны покрытия с ИИ, о чем также свидетельствуют результаты измерения микротвердости (табл. 2).
Рассмотрим распределение кобальта в покрытии. В покрытии без ИИ после высокотемпературного окисления основные изменения в распределении кобальта наблюдаются в нижней части внешней зоны и во внутренней зоне покрытия. В данных областях отмечается его повышение на 0,7 масс. %. При наличии имплантированного подслоя увеличение содержания кобальта происходит только в верхней части внешней зоны и это изменение составляет
1,1 масс. %. В тоже время во внутренней зоне наблюдается снижение концентрации кобальта на 0,9 масс. %. Указанные изменения в распределении кобальта во внешней зоне покрытий согласуются с распределением кремния, что, по-видимому, связано с образованием силицидов кобальта [13, 14]. Как отмечалось выше, кремний при окислении встраивается в оксид алюминия и, снижая кислородные вакансии, уменьшает диффузию кислорода вглубь покрытия. Большее увеличение содержания кобальта после высокотемпературного окисления в верхней части внешней зоны покрытия с ИИ, связанное с образованием силицидов кобальта, является дополнительным фактором удержания кремния в указанной зоне, что способствует повышению жаростойкости покрытия.
Диффузия кобальта из сплава во внутреннюю зону покрытия без ИИ в процессе испытания обеспечивает возрастание его концентрации в данной области, что, согласно данным работы [15], приводит к образованию двойных карбидов сложного состава. Подобные выделения
двойных карбидов снижают пластичность и вязкость покрытия. В покрытии с ИИ данный эффект ослабляется за счет действия развитой дислокационной структуры, что приводит к торможению диффузии кобальта из сплава в покрытие и снижению вероятности образования двойных карбидов.
Выявленные закономерности по перераспределению элементов вследствие высокотемпературного окисления подтверждаются и результатами металлографического анализа микрошлифов (рис. 1).
б
Рис. 1. Микроструктура покрытия ВСДП-11 после высокотемпературного окисления: а - неимплантированная подложка; б - имплантированная подложка
Диффузионный поток таких элементов, как никель, хром, вольфрам, кобальт и титан из сплава в покрытие изменяет микроструктуру сплава. Отток указанных элементов создает благоприятные условия для образования ТПУ-фаз, являющихся нежелательными с точки зрения долговечности покрытия. Данные выделения обнаруживаются под покрытием и до испытаний, т. е. в процессе его формирования в тече-
ние диффузионного отжига. Установлено, что до испытаний на жаростойкость указанные выделения под покрытием с ИИ и без ИИ распространялись в сплав на глубину до 3,0...3,1 мкм. В процессе последующих испытаний на жаростойкость развитая диффузия ряда тугоплавких элементов вызывает дальнейший рост ТПУ-фаз. Так, после термоэкспозиции образцов в течение 300 ч в случае покрытия без ИИ глубина их распространения составляет 8.15 мкм. При наличии имплантированной подложки наблюдается уменьшение глубины рассматриваемого слоя до
6.8 мкм. Данный факт отражает влияние развитой дислокационной структуры, возникающей в результате ионной имплантации поверхности никелевого сплава.
Тормозящее действие возникающей при имплантации модифицированной зоны в сплаве, способствующее меньшей диффузии компонентов сплава в покрытие, обусловливает более равномерную границу раздела между сплавом и внутренней зоной покрытия. В отсутствии имплантации данная граница является более «размытой». Кроме того, в случае покрытия с ИИ вдоль границы между покрытием и сплавом наблюдается выделение карбидов хрома и вольфрама, которые образуются в связи с диффузией титана в покрытие. Указанные карбидные выделения также могут служить барьером, препятствующим диффузии легирующих элементов сплава в покрытие при эксплуатации.
Относительно микроструктуры внутренней зоны покрытия с ИИ следует отметить меньшее количество наблюдаемых крупных карбидов, что согласуется со снижением концентрации тугоплавких элементов и меньшей долей убыли титана.
Анализом микрошлифов установлено, что выделения у'-фазы в нижней части внешней зоны в обоих вариантах покрытия формируют сплошную оторочку вокруг зерен Ь-фазы. Однако в покрытии с ИИ объемное содержание у'-фазы меньше, чем в покрытии без ИИ, что положительно сказывается на жаростойкости защитного слоя. Наличие в данной зоне покрытия с ИИ иттербия и более высокое содержание кремния и иттербия приводит к выделению ин-терметаллидных и силицидных фаз по межзе-ренным границам, что снижает диффузионную проницаемость границ зерен в покрытии и тормозит встречный поток легирующих элементов из сплава и внутренней зоны покрытия и агрессивных элементов газовой среды. Формирова-
ние в покрытии без ИИ значительного количества у'-фазы, не обладающей высокой жаростойкостью, обусловливает большую проницаемость границ зерен и высокую скорость убыли легирующих элементов.
Анализ микроструктуры показал, что в случае покрытия без ИИ верхняя часть внешней зоны после высокотемпературного окисления становится более гетерогенной из-за возникновения и коагуляции большого числа оксидных фаз. В случае ионного модифицирования поверхности сплава число оксидных фаз значительно меньше, и в покрытии в большей степени сохраняются зерна Ь-фазы с достаточным запасом алюминия, что повышает работоспособность такого покрытия.
ВЫВОДЫ
1. В результате высокотемпературного окисления в покрытии ВСДП-11 на поверхности сплава ЦНК-7П, имплантированного ионами иттербия, замедление процессов мартенситного превращения в Ь-фазе внешней зоны, меньшее ее обезлегированием кремнием, сохранение на исходном уровне концентрации иттрия, соединения которого повышают адгезию оксидной пленки, а также торможение диффузии элементов из сплава в покрытие за счет действия развитой дислокационной структуры и наличия в покрытии барьера в виде соединений иттербия, обусловливают повышение жаростойкости покрытия в 1,6 раза по сравнению с состоянием покрытия на неимплантированной подложке.
2. Сохранение при высокотемпературном окислении достаточного запаса алюминия во внешней зоне покрытия и повышение его пластичности за счет стабилизации внутренней зоны вследствие снижения доли крупных карбидных выделений на основе хрома, вольфрама и кобальта обеспечивает дополнительное увеличение сопротивления к окислению покрытия, полученного по комбинированной технологии.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Технология эксплуатации, диагностики и ремонта газотурбинных двигателей: Учебное пособие / Ю. С. Елисеев [и др.]. М.: Высшая школа, 2002. 355 с.
2. Диденко А. Н., Лигачев А. Е.,. Куракин И. Б. Воздействие пучков заряженных частиц на поверхность металлов и сплавов. М.: Энергоатом-издат, 1987. 184 с.
3. Каблов Е. Н. Литые лопатки газотурбинных двигателей (сплавы, технология, покрытия). М.: МИСИС, 2001. 632 с.
4. Смыслов А. М., Невьянцева Р. Р., Быбин А. А. Некоторые особенности высокотемпературного окисления алюминидных покрытий на сплаве ЦНК7П // Металловедение и термическая обработка металлов. 2004. № 8. С. 31-36.
5. О влиянии кремния на защитные свойства алюминидных покрытий / Б. И. Гузанов [и др.] // Защита металлов. 1982. Т. 18. № 1. С. 139-141.
6. Температуро-устойчивые покрытия. Тр. 11го Всесоюзн. совещания по жаростойким покрытиям / Под ред. А. И. Борисенко. Л.: Наука, 1985. 325 с.
7. Абраимов Н. В., Елисеев Ю. С. Химикотермическая обработка жаропрочных сталей и сплавов. М.: Интермет Инжиниринг, 2001. 622 с.
8. Семенова И. П. Совершенствование технологических процессов изготовления лопаток ГТД из жаропрочных никелевых сплавов с монокристальной структурой. Дисс. на соиск. уч. ст. канд. техн. наук. Екатеринбург: УГТУ, 1999. 182 с.
9. Диаграммы состояния металлических систем / Под ред. Н. В. Агеева. М.: Изд-во ВИНИТИ, 1975. Вып. XVIII. С. 10-11.
10. Начальные стадии формирования границы раздела УЬ-81 (111) / Т. В. Крачино [и др.] // Физика твердого тела, 1997. Т. 39. № 2. С. 256-263.
11. Коломыцев П. Т. Жаростойкие диффузионные покрытия. М.: Металлургия, 1979. 272 с.
12. Строганов Г. Б., , Чепкин В. М. Литейные жаропрочные сплавы для газовых турбин. М.: ОНТИ МАТИ, 2000. 128 с.
13. Рипан Р., Четяну И. Неорганическая химия. Химия металлов. М.: Мир, 1972. Т. 2. 872 с.
14. Фролов В. В. Химия: Учеб. пособие для машиностр. спец. вузов. М.: Высш. шк., 1986. 543 с.
15. Лашко Н. Ф. Структура и фазовый состав литейных жаропрочных сплавов типа ЖС. Отчет о НИР. М.: ВИАМ ОНТИ, 1964. 58 с.
ОБ АВТОРАХ
Быбин Андрей Александрович, доц. каф. технологии машиностроения. Дипл. инженер по автоматизации технологическ. процессов и производств (УГАТУ, 2000). Канд. техн. наук по тепловым, элек-троракетн. двигателям и энергоустановкам лета-тельн. аппаратов (УГАТУ, 2005). Иссл. в обл. технологий восстановительного ремонта деталей газовых турбин.
