Investigation of the influence of the stoichiometric composition of the coating and heat treatment modes on the phase co.pdf Введение При создании двигателей нового поколения основной задачей является увеличение температуры газа перед турбиной, что необходимо для повышения КПД, мощности и топливной экономичности [1, 2]. Температура газа перед турбиной является одним из основных параметров напряженного состояния в деталях турбины, приводящей к разрушению в результате окисления и коррозии [3, 4]. При изготовлении деталей газотурбинных двигателей (ГТД) широко используются жаропрочные монокристаллические суперсплавы на основе никеля, рабочая температура которых на основании прочностных характеристик составляет до 1150 °С, что в результате эксплуатации при более высоких температурах приводит к уменьшению срока службы деталей в результате термоусталостных разрушений [5-7]. Поэтому на сегодняшний день широко применяют многослойные термобарьерные покрытия, особенно для защиты высоконагруженных деталей ГТД, работающих при высоких температурах газов сгорания, в агрессивных средах и при высоких механических нагрузках [8, 9]. Покрытия являются многослойными, поскольку на поверхность детали наносят жаростойкий связующий слой, обычно это составы систем MCrAlY (M = Ni, Co) и Ni(Pt)-Al [10]. Поверх жаростойкого связующего сплава наносят теплобарьерный керамический слой, который обеспечивает защиту сплава от высоких температур ≈ 1200 °С [5, 9, 11-13]. Наиболее часто используемым является покрытие на основе оксида циркония, стабилизированного иттрием. Оно обладает рядом преимуществ перед другими термобарьерными покрытиями (ТБП), имеет самый низкий из всех керамических материалов коэффициент удельной теплопроводности при повышенной температуре (≤ 2.3 Вт/(м•К) при 1000 °C), также имеет относительно высокий температурный коэффициент линейного расширения 11•10-6 К-1, что способствует снижению напряжений, являющихся результатом рассогласования термического расширения между керамическим покрытием и материалом лопатки [6, 10, 12, 14-17]. Однако имеется и ряд недостатков, таких как допустимая температура эксплуатации, составляющая 1200 °С вследствие большой концентрации вакансий кислорода, которые при высоких температурах способствуют диффузии кислорода и окислению связующего покрытия на границе раздела керамика - связующее покрытие, что приводит к отколу керамики. Кроме этого, снижается его способность сопротивлению деформациям, при температуре выше 1200 °С покрытие теряет свою фазовую стабильность, что приводит к спеканию и раннему разрушению [6, 7, 11, 12, 18-20]. Поиск нового покрытия, которое придет на замену YSZ и будет обладать лучшей стабильностью при температуре выше 1200 °С, остается актуальной задачей на сегодняшний день [2]. В настоящее время широко используются различные покрытия, такие как ZrO2 с ламинарной структурой, легированный редкоземельными элементами ((Y2O3/Ga2O3/La2O3/CeO2/SnO2/Y2O3-ZrO2). Однако легирование редкоземельными элементами приводит к потере термоциклической стойкости, хоть и уменьшает теплопроводность ТБП [5, 21]. Кроме того, последние исследования показали, что алюминаты иттрия являются перспективными кандидатами на замену YSZ [22]. Для получения фазово-чистых образцов системы Y-Al-O на данный момент используют метод реактивного горячего прессования порошков Y2O3 и Al2O3 с различным молярным соотношением. Механические и термические свойства были предсказаны с использованием расчетов по первым принципам и теории химических связей. Существуют три фазы в системе Y-Al-O: Y3Al5O12(YAG), YAlO3(YAP) и Y4Al2O9 (YAM) [23]. Целью данной работы является исследование влияния температуры отжига на покрытия системы Y-Al-O, нанесенные при различных режимах осаждения. Методы и материалы Для осаждения покрытий использовали модернизированную установку ННВ-6.6 И1, эксперимент проводили при одновременном осаждении покрытия при применении двух электродуговых испарителей с двумя однокомпонентными катодами. В качестве материала подложки использовался молибден МЧ ГОСТ 25442-82, на который наносили покрытие системы Y-Al-O. Были подобраны три режима по три образца в каждом для нанесения покрытия (табл. 1), чтобы обеспечить различный стехиометрический состав покрытия, а после осаждения образцы были отожжены в вакуумной печи (IAl и IY - токи на дуговых испарителях с катодами из алюминия и иттрия соответственно). Таблица 1 Режимы нанесения и термообработки покрытия № образца IAl, А IY, А Режим термообработки 1.1 80-90 50-60 Без термообработки 1.2 80-90 50-60 Термообработка при температуре 800 °С, выдержка 1 ч 1.3 80-90 50-60 Термообработка при температуре 1200 °С, выдержка 1 ч 2.1 50-60 50-60 Без термообработки 2.2 50-60 50-60 Термообработка при температуре 800 °С, выдержка 1 ч 2.3 50-60 50-60 Термообработка при температуре 1200 °С, выдержка 1 ч 3.1 50-60 80-90 Без термообработки 3.2 50-60 80-90 Термообработка при температуре 800 °С, выдержка 1 ч 3.3 50-60 80-90 Термообработка при температуре 1200 °С, выдержка 1 ч Кристаллическая структура и фазовый состав образцов изучались методом рентгеновской дифракции с использованием дифрактометра Shimadzu XRD-7000S в конфигурации Брэгга - Брентано с CuKα-излучением (длина волны λ = 1.54 Å) при 40 кВ и 30 мА. Анализ химического состава покрытия проводили на поперечных шлифах с помощью приставки для энергодисперсионного анализа на растровом электронном микроскопе модели JEOL-JSM-6490LV. Результаты и их обсуждение Результаты растровой электронной микроскопии Были получены РЭМ-изображения поперечных сечений образцов, на которых видна микроструктура полученных покрытий (рис. 1, 2, 3). При первом режиме до термообработки (рис. 1) и при температуре 800 °С (рис. 2) наблюдается слоистая структура, сплошная, без трещин и пор. При температуре 1200 °С (рис. 3) происходит диффузия подслоя покрытия в подложку. Рис. 1. Структура покрытия до термообработки Рис. 2. Структура покрытия после термообработки при температуре 800 °С Рис. 3. Структура покрытия после термообработки при температуре 1200 °С Результаты рентгеноструктурного анализа Ниже представлены результаты рентгенофазового анализа (рис. 4-10). После осаждения покрытие имеет аморфную структуру, об этом свидетельствует образовавшееся примерно при 25° аморфное гало, которое не поддается расшифровке. Также на рентгенограмме различимы отдельные пики Mo, Al, Y (рис. 4). Рис. 4. Рентгенограмма покрытия Y-Al-O без термообработки, образец № 1.1 Рис. 5. Рентгенограмма покрытия Y-Al-O после термообработки при температуре 800 °С, образец № 1.2 На рис. 5 - 10 представлены рентгенограммы покрытий, нанесенных при первом, втором режимах после термообработки, на которых видно, что при 800 °С при всех трех режимах покрытие кристаллизуется, но не полностью. После термообработки при 800 °С при всех трех режимах в покрытии формируются фазы YAlO3, при первом и третьем режимах также формируется фаза Y2O3. В случае осаждения по второму и третьему режимам в покрытии образуется фаза Y4Al2O9 Рис. 6. Рентгенограмма покрытия Y-Al-O после термообработки при температуре 1200 °С, образец № 1.3 Рис. 7. Рентгенограмма покрытия Y-Al-O после термообработки при температуре 800 °С, образец № 2.2 После термообработки при 1200 °С также при всех трех режимах образуются фазы YAlO3, Mo, кроме этого, при втором и третьем наблюдается фаза Y4Al2O9, а при первом и третьем фаза Y2O3 и лишь только при первом режиме образовалась новая фаза Y3Al5O12. При первом режиме образуется фаза Y3Al5O12, в которой преобладает алюминий, возможно, это обусловлено большим током на дуговом испарителе с алюминиевым катодом. Рис. 8. Рентгенограмма покрытия Y-Al-O после термообработки при температуре 1200 °С, образец № 2.3 Рис. 9. Рентгенограмма покрытия Y-Al-O после термообработки при температуре 800 °С, образец № 3.2 Рис. 10. Рентгенограмма покрытия Y-Al-O после термообработки при температуре 1200 °С, образец № 3.3 Результаты энергодисперсионного химического анализа На снимке представлен поперечный шлиф образца, подготовленного для энергодисперсионного анализа (рис. 11). Рис. 11. Поперечный шлиф образца для химического анализа В табл. 2 представлены усредненные результаты энергодисперсионного химического анализа по сечению покрытия для каждого режима. По результатам анализа можно сделать вывод о том, что химический состав покрытия изменяется с изменением температуры термообработки, содержание алюминия в покрытии снижается. Данные результаты можно объяснить тем, что при выбранных режимах термообработки происходит испарение алюминия с поверхности и приповерхностных слоев. В дальнейшим необходимо провести исследования химического состава при более низких температурах. Таблица 2 Результаты энергодисперсионного химического анализа поперечного сечения № образца Al, % Y, % O, % 1.1 24.44 21.31 53.04 1.2 23.85 21.58 54.57 1.3 18.16 26.81 54.97 2.1 20.26 25.22 54.51 2.2 17.75 25.05 59.31 2.3 13.16 28.26 58.58 3.1 17.64 29.31 53.05 3.2 16.16 26.96 58.23 3.3 13.90 27.33 58.77 Заключение Результаты проведенных экспериментов показывают, что при осаждении покрытий системы Y-Al-O при различных технологических режимах образуется покрытие, состоящее из следующих фаз: YAlO3, Y3Al5O12, Y4Al2O9, Y2O3. Проведенные исследования структуры показали, что все покрытия имеют сплошную, без трещин и пор, структуру, также на данных изображениях видно, что термообработка не влияет на структуру покрытий и с повышением температуры наблюдается начало диффузии подслоя покрытия в подложку. Рентгенофазовый анализ покрытий показал, что после осаждения покрытие имеет аморфную структуру и полностью кристаллизуется при температуре 1200 °С, образуя фазы: YAlO3, Y4Al2O9; Y3Al5O12; Y2O3. Результаты исследований показали, что повышение температуры термообработки позволяет увеличить количество фазы YAlO3. Химический анализ показал, что с ростом температуры термообработки количество Al в покрытии уменьшается, а количество Y и O увеличивается.

Скачать электронную версию публикации