Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Коррозионная стойкость жаропрочных сплавов и покрытий при высоких температурах 7
1.1. Особенности напряженного состояния и условий эксплуатации лопаток газовых турбин 7
1.2. Защитные покрытия, их структура и свойства 9
1.2.1. Виды защитных покрытий для лопаток газовых турбин, их классификация и технология нанесения 9
1.2.2. Сопротивление высокотемпературному окислению покрытий 21
1.3. Деградация структуры и свойств покрытий 23
1.4. Методы прогнозирования ресурса покрытий 34
1.4.1. Экспериментальные методы исследования массообменных процессов для оценки ресурса в защитных покрытиях 34
1.4.2. Расчетные методы исследования массообменных процессов для оценки ресурса защитных покрытий 36
1.5. Выводы по главе 1 42
Глава 2. Материал и методы исследования 44
2.1. Материал исследования 44
2.2. Методы исследования 49
2.2.1. Металлографические исследования 50
2.2.2. Рентгеноструктурный анализ 52
2.2.2. Методика рентгеноспектрального микроанализа 53
Глава 3. Исследование состояния лопаток ГТУ с покрытиями после длительной эксплуатации 55
3.1. Объекты исследования 55
3.2. Анализ состояния лопаток с диффузионными покрытиями 56
3.2.1. Направляющие лопатки 1-ой ступени ТВДтурбины ГТН-25-1 57
3.2.2. Рабочие лопатки 2-ой ступени ТВД турбины ГТН-25-1 58
3.2.3. Направляющие лопатки 1-ой ступени ТВД турбины ГТ-100 61
3.2.4. Направляющие лопатки ТВ-3-117 63
3.2.5. Направляющие лопатки судовых ГТУ 64
3.3. Анализ состояния лопаток с электронно-лучевыми покрытиями (ЕВ PVD; 67
3.3.1. Рабочие лопатки пиковой энергетической газовой турбины ГТ-100 68
3.3.2. Рабочие и направляющие лопатки пиковой энергетической газовой турбиныГТ-150 82
3.3.3. Рабочие и направляющие лопатки судовых ГТУ 83
3.3.4. Рабочие лопатки газовой турбины ГТК-25И. 90
3.4. Анализ состояния лопаток с вакуумно-плазменными покрытиями 94
3.4.1. Направляющие лопатки ГТЭ-150 94
3.4.2. Направляющие лопатки газовой турбины ГТ-6-750 96
3.4.3. Рабочие лопатки ГТН-25-1 99
3.5. Выводы по главе 3 103
Глава 4. Закономерности образования и роста защитных оксидных пленок 104
4.1. Фазовый состав оксидных пленок 104
4.2. Влияние температуры выдержки 109
4.3. Влияние содержания алюминия в покрытии 110
4.4. Влияние толщины покрытия 111
4.5. Влияние технологии нанесения покрытия 112
4.6. Влияние состава основного металла 114
4.7. Аппроксимация результатов испытаний 115
4.8. Выводы по главе 4 117
Глава 6. Кинетика изменения структуры покрытия 119
5.1. Фазовый состав покрытия и основного металла, его изменение при длительной эксплуатации 119
5.1.1. Плазменное покрытие Ni25Cr5Al2SiTaYна сплаве СМ247 LC 123
5.1.2. Плазменное покрытие Co29Cr6AlY на сплаве ЖС6К. 127
5.1.3. Плазменное покрытие Ni30Co28Cr8AlY и Ni30Co28CrlOAlYна сплаве IN738LC 129
5.1.4. Плазменное покрытие Ш25Со17Crl0AlYRe на сплаве Rene 80 133
5.1.5. Плазменное покрытие Ni25Col7CrlOAlYRe на сплаве PWA1483SX . 136
5.2. Особенности изменения состава поверхностного слоя 139
5.3. Обезлегирование внешнего слоя покрытия 139
5.5.7. Влияние времени выдержки 139
5.3.2. Влияние температуры 140
5.3.3. Влияние состава покрытия 141
5.4. Выводы по ГЛАВЕ 5 143
Глава 6. Моделирование структурно-фазовых изменений в покрытиях при изотермическом старении и создание Методики прогнозирования коррозионного ресурса покрытия 144
6.1. Физическая модель 145
6.2. Математическая модель и ее параметры 147
6.3. Методики прогнозирования коррозионного ресурса 153
6.4. Влияние основных параметров покрытий на их долговечность (примеры расчета) 154
6.4.1. Идентификация параметров модели 154
6.4.2. Примеры расчета коррозионного ресурса покрытий 158
Выводы 163
Список использованной литературы 165
Приложение 182
- Виды защитных покрытий для лопаток газовых турбин, их классификация и технология нанесения
- Направляющие лопатки 1-ой ступени ТВД турбины ГТ-100
- Плазменное покрытие Ni25Col7CrlOAlYRe на сплаве PWA1483SX
- Примеры расчета коррозионного ресурса покрытий
Введение к работе
Одна из основных проблем, возникающих при эксплуатации энергетических, транспортных и авиационных ГТУ - обеспечение надежности и долговечности наиболее ответственных узлов агрегата -лопаточного аппарата. При создании новых установок эти вопросы становятся особенно острыми, так как достижение необходимого уровня удельной мощности и эффективности турбины связано с температурным режимом работы турбины.
Эксплуатируемые в настоящий момент отечественные "пиковые" энергетические ГТУ, а также ряд ГТУ, эксплуатирующихся на компрессорных станциях, работают при температуре газа на входе в турбину около 1100°С, что соответствует температуре металла лопаток 900-1000°С. Применяемые для лопаток ГТУ современные жаропрочные никелевые сплавы, обладающие необходимым уровнем длительной прочности, не обеспечивают требования, предъявляемые к ресурсу лопаток, в связи с их невысокой коррозионной стойкостью в среде продуктов сгорания как чистых сортов топлива, так особенно топлив с высоким содержанием серы и натрия.
Достижение требуемого уровня работоспособности лопаточного аппарата ГТУ связано с созданием работоспособной композиции жаропрочный сплав - коррозионностойкое покрытие. Причем, очень важным является, чтобы, наряду с надежной защитой от коррозии в течение всего срока эксплуатации, взаимодействие материала покрытия с основой не ухудшало бы прочностных свойств металла лопатки (особенно усталостной и термоусталостной прочности) с одной стороны, и с другой, чтобы процессы взаимодействия покрытия с газовой средой и основой были прогнозируемыми. Такое прогнозирование является основой определения назначенного ресурса лопаток. Наличие сведений о фазовых равновесиях в системе, состоящей из основных компонентов покрытия и основы, может являться базой для выбора оптимального состава покрытия. С другой стороны, способность покрытия формировать и восстанавливать защитную оксидную пленку обеспечивает коррозионный ресурс покрытия.
Изучению этих процессов и вопросам прогнозирования ресурса покрытий посвящено большое число исследований, как в России, так и за рубежом. Существующие в настоящее время экспериментальные и расчетные методы определения ресурса покрытий имеют ряд недостатков. Экспериментальные методы отличаются трудоемкостью и требуют больших затрат времени и ресурсов. Достоверные значения коэффициентов диффузии для многокомпонентных многофазных сплавов, а также для новых систем «покрытие - основной сплав» как правило, не известны, что ограничивает применение расчетных методов. Отсутствие надежного и экономичного метода прогнозирования ресурса покрытий затрудняет определение допустимых сроков эксплуатации ГТУ до капитального ремонта и снижает надежность эксплуатации лопаточного аппарата.
Настоящая работа, восполняя этот пробел, посвящена систематическому изучению закономерностей и особенностей поведения защитных конденсационных покрытий на лопатках различных ГТУ в условиях длительной эксплуатации (до 5-Ю4 ч), а также лабораторным исследованиям образцов с покрытиями при длительных изотермических высокотемпературных выдержках и созданию на их основе метода расчета ресурса покрытий MeCrAlY на никелевых сплавах материала лопаток. Цель и задачи работы.
Целью работы являлось создание расчетно-экспериментального метода, позволяющего по результатам исследований структурно-фазового состояния поверхностных слоев металла с покрытием и комплекса базовых экспериментов прогнозировать коррозионный ресурс покрытий лопаток газовых турбин в условиях высокотемпературного окисления.
В задачи работы входило:
- изучение особенностей структурного состояния покрытий лопаток ГТУ после длительной эксплуатации в составе турбин различного назначения;
- исследование закономерностей образования и роста защитных оксидных пленок на покрытиях при длительных высокотемпературных выдержках;
- изучение кинетики структурно-фазовых изменений в поверхностных слоях жаропрочных сплавов с покрытиями в условиях длительного воздействия высоких температур;
- разработка физической модели взаимодействия покрытия со средой и защищаемым сплавом с использованием установленных закономерностей структурно-фазовых превращений;
- разработка расчетно-экспериментального метода моделирования диффузионных процессов в покрытиях при изотермическом старении;
- определение параметров модели для исследованных покрытий и расчет их коррозионного ресурса;
- оценка с помощью созданного метода влияния характеристик покрытий и условий их эксплуатации на коррозионный ресурс разрабатываемых покрытий.
Виды защитных покрытий для лопаток газовых турбин, их классификация и технология нанесения
Покрытия, применяемые для защиты лопаток газовых турбин от высокотемпературной коррозии, целесообразно разбить на две группы.
К первой относятся покрытия, при использовании которых изменяется состав поверхностного слоя материала путем диффузионного его насыщения различными элементами (алюминием, хромом, кремнием и др.). Эти покрытия обычно называют диффузионными [110,113].
Вторая группа объединяет различные металлические и керамические, так называемые покровные (конденсационные) покрытия, которые наносятся на материал-основу принципиально различными методами [10,12, 17,40-43,46, 107,147,149,189,191,195,197].
Наиболее распространенными методами нанесения диффузионных покрытий являются: твердофазное насыщение из смеси металлических порошков, содержащих галогенный активатор и инертный наполнитель, насыщение из шликера (суспензий) и газоциркуляционный метод. Получили также распространение методы металлизации, комбинации гальванического и диффузионного методов, методы погружения в расплав и имплантации ионов [147]. Подробно технологические особенности нанесения диффузионных покрытий рассмотрены в [143, 144].
Наибольшее распространение получила технология нанесения алюминидных покрытий в порошках, содержащих 98% сплава Al-Fe (50% А1) и 2% NH4CI, при 800-950 С в течение 2-6 ч, обеспечивающая получение слоев толщиной 20-60 мкм [110].
По сравнению с технологией получения жаростойких покрытий в порошках применение шликерного метода имеет ряд преимуществ: сокращается термический цикл нанесения покрытий благодаря быстрому нагреву и охлаждению обрабатываемой детали; имеется возможность проведения местного насыщения, что весьма ценно в технологии ремонта лопаток и для получения многокомпонентных покрытий. В качестве связующего для получения покрытий используют суспензии, приготовленные на коллоксилине и амилацетате. Наполнителем служат дисперсные порошки металлов, сплавов, химических соединений.
При одинаковой толщине и составе диффузионных слоев шликерные жаростойкие покрытия обладают несколько меньшим ресурсом, чем покрытия, получаемые насыщением из порошков. Это связано с образованием микронесплошностей в пленке во время сушки шликера из-за выгорания органики.
Получение равномерных по толщине покрытий применительно к внутренней полости охлаждаемых лопаток представляет собой значительные трудности. Увеличение стойкости против высокотемпературного окисления в этом случае достигается применением циркуляционного метода газофазного насыщения поверхности жаропрочных сплавов.
Диффузионные алюминидные покрытия в работах [27, 53-55, 77, 116, 118] получают циркуляционным методом при принудительной циркуляции газа-носителя (CVD - chemical vapour deposition), в рабочей камере установки и в порошковой смеси FeAl (50 мае. % А1) в этой же установке. В качестве активатора используют NH4CI и А1СЬ. После нанесения покрытия образцы отжигают при 1050С 2 ч с охлаждением на воздухе. Толщина и механизм формирования покрытия при алитировании циркуляционным методом зависят от активности субхлоридов в рабочей камере, которая регулируется соотношением реакционной поверхности обмена алюминием между газовой фазой и порошковой смесью или подбором активатора. При малоактивном процессе толщина внешней и диффузионной зон практически одинакова. В наружной зоне этих покрытий отсутствуют карбиды и избыточные фазы на основе тугоплавких элементов, однако присутствуют такие элементы сплава, как кобальт и хром, которые стабилизируют Р-фазу. При повышенном содержании тугоплавких элементов в диффузионной зоне создается барьерный слой и увеличивается термическая стабильность покрытия. Распределение элементов и структура покрытия, полученного циркуляционным методом при активном процессе, аналогичны соответствующим характеристикам покрытия, полученного в порошке ферроалюминия. Варьирование температуры насыщения циркуляционным методом приводит к изменению толщины покрытия, но не оказывает значительного влияния на механизм его формирования.
Преимуществом метода химического осаждения из паровой фазы также является гибкость управления процессом, позволяющая формировать паровую фазу нужного состава.
Хромовые диффузионные покрытия обеспечивают существенно лучшую защиту лопаток из жаропрочных сплавов как от сульфидной коррозии, так и от эрозии по сравнению с алюминидными. Особенностями процессов диффузионного насыщения хромом являются: - пониженная по сравнению с А1 скорость диффузии, в связи с чем, хромирование проводится при более высоких температурах (1100-1200 С); - весьма высокая поверхностная твердость и повышенная по сравнению с алитированной хрупкость слоя. Диффузионное хромирование осуществляется так же, как и алитирование, в порошках и шликерным методом в смесях, содержащих NH4CI или NHJ Среди диффузионных покрытий наиболее распространенными за рубежом являются платино-алюминидные покрытия, впервые предложенные Лекартом в 1970 г. Первые покрытия были реализованы немецкой фирмой Deutsche Edelstahlwerke и обозначались маркой LDC-2. Процесс состоял из нанесения гальваническим способом слоя платины в несколько микрон, после чего проводили высокотемпературное алитирование. Дефекты покрытия обычно образуются в случаях плохой очистки деталей перед нанесением Pt.
Позднее фирмы Хромаллой, Роллс-Ройс и другие усовершенствовали технологию нанесения, в том числе проводили после гальванического нанесения платины хромоалитирование лопаток. Покрытие фирмы Роллс-Ройс JML-1 наносится методом наплавки солей платины с последующими вакуумным отжигом и алитированием [149].
Направляющие лопатки 1-ой ступени ТВД турбины ГТ-100
Длительность каждой стадии взаимодействия между покрытием и защищаемым сплавом и время, в течение которого покрытие сохраняет свои защитные свойства, зависит от температуры испытания, количества алюминия в покрытии, легирования покрытия и состава сплава. Испытание при 950 С алюминидного покрытия толщиной 40 мкм, содержащего во внешнем слое до 36 % А1, имеющее резерв алюминия в покрытии - 80 г/м показало, что стадия преобразования NiAl—»№зА1 требует для завершения от 9000 до 10000 ч. Это от 80 до 90 раз дольше, чем для подобного покрытия на никеле.
Увеличение температуры испытаний до 1100 С ускоряет все диффузионные процессы между покрытием и сплавом и увеличивает потребление алюминия при формировании защитных оксидов. В результате в покрытии на суперсплаве ЖС6К, который имеет те же самые характеристики в исходном состоянии, для завершения превращения NiAl— №зА1 необходимо от 400 до 500 ч.
В процессе высокотемпературных испытаний, диффузионные процессы, развивающиеся между покрытием и суперсплавом приводят к росту толщины покрытия. Испытания при 950 С суперсплавов с диффузионными покрытиями толщиной 45 мкм и с исходным содержанием во внешней зоне алюминия 36 % показали, что в течение первых 100 ч, средняя скорость роста толщины покрытия была 0.3 мкм/ч. В течение следующих 1000 ч она была 0.035 мкм/ч и в течение следующих 9000 ч - 0.01 мкм/ч.
С ростом температуры испытаний толщина покрытия растет быстрее, в то время как понижение температуры замедляет процесс. Легирование алюминидных покрытий определенными элементами может замедлять скорость роста толщины покрытия, но в процессе высокотемпературных длительных испытаний с понижением концентрации легирующих добавок, скорости роста толщины и легированного и нелегированного покрытий в конечном счете становятся одинаковыми. После того, как превращение NiAl—»№зА1 в покрытии закончено, рост толщины покрытия прекращается; начинается уменьшение толщины в результате его окисления.
Изменения фазового состава и структуры конденсационных покрытий отличаются от наблюдаемых в диффузионных покрытиях. В результате длительных высокотемпературных выдержек реализуются различные варианты равновесных состояний конденсационных покрытий систем Ni-Cr-Al, Ni-Co-Cr-Al и Co-Ni-Cr-Al (таблица 1.2 и рис. 1.3,1.4). Равновесие с карбидными фазами возможно в сплавах, содержащих устойчивые карбиды. Анализ возможных вариантов равновесия позволяет сделать вывод о том, что, несмотря на большое разнообразие возможных систем покрытие — суперсплав, присутствие в покрытии двух основных фаз обеспечивает равновесное состояние покрытие - подложка. Это - Ni3Al и у-твердый раствор. Формирование этих фаз на границе раздела покрытие — сплав во время нанесения покрытия и последующего отжига будет определять уже в течение первых часов характер и кинетику всех последующих процессов взаимодействия покрытие - сплав. Анализ градиентов концентрации, образующихся между существующими фазами покрытия и суперсплава, указывает на то, что самый высокий градиент обычно возникает между у-твердым раствором покрытия с высоким содержанием хрома и кобальта и у-твердым раствором суперсплава. Поэтому, всякий раз, когда в фазовом составе покрытия присутствует у твердый раствор, то именно он определяет диффузионные потоки хрома и кобальта из покрытия в суперсплав, которые и вызывают изменения в фазовом составе суперсплава. Процессы диффузионного взаимодействия в Ni-Cr-Al и Со-Cr-Al системах подробно рассмотрены в работе [71, 93, 113, 207]. Исследование процессов взаимодействия между конденсационными покрытиями систем Ni-Cr-Al и Ni-Co-Cr-Al и суперсплавами приводит к заключению что, несмотря на большое разнообразие структурных и фазовых состояний покрытий, имеются две фазы, которые определяют кинетику и результат взаимодействия. Это - ШзА\ и у -твердый раствор. Формирование любой из фаз на границе раздела покрытие - поверхность сплава зависит от температуры испытаний и фазового состава покрытия. Установлено, что на границе раздела покрытие - поверхность сплава в зависимости от фазового состава покрытия формируется зона, имеющая различный состав (рис. 1.3, 1.4). 1.В покрытиях, имеющих состав NiAl + N13AI, на границе раздела покрытие — основной металл образуется фаза №зА1. Поскольку она имеет узкую область гомогенности и довольно узкий градиент концентрации алюминия и хрома, ее формирование характеризуется более медленной кинетикой диффузионных процессов между покрытием и сплавом. Таким образом, фазовый состав покрытия при формировании на границе МзА1, изменяется следующим образом: NiAl + N13AI —»Ni3Al. В зоне взаимодействия покрытия со сплавом постепенно увеличивается количество у -фазы, образуя непрерывный слой. Перенасыщение у -фазы тугоплавкими элементами, одновременно с направленной диффузией хрома из покрытия в сплав, вызывает образование карбидных фаз (рис. 1.3 а и 1.36). Везде, где у-твердый раствор присутствует в фазовом составе покрытия, на поверхности раздела покрытие - сплав формируется зона на его основе (рис. 1.3 би 1.3 в). В этом случае кинетика и конечный результат фазовых изменений в покрытии и зоне взаимодействия зависят от состава у-твердого раствора; последний, в отличие от Ni3Al, имеет широкую область однородности по хрому и кобальту. Более высокие градиенты концентрации, которые могут иметь место в у-твердом растворе (до 20 % для хрома и до 40 % для кобальта), приводят к намного более быстрой (по сравнению с Ni3Al) диффузии элементов из покрытия в сплав и к более высокой скорости роста зон взаимодействия в покрытии и сплаве. В процессе высокотемпературных испытаний фазовый состав покрытия изменяется в направлении формирования фаз с меньшей концентрацией алюминия: NiAl + у -» NiAl + №зА1 + у - №зА1 + у —» у. Диффузия хрома и кобальта из покрытия в сплав дестабилизирует у -фазу в сплаве и приводит к образованию междиффузионной зоны, основанной на у-твердом растворе: у + у -» у (рисЛ .4а и 1.46). Поскольку количество хрома и кобальта в покрытии ограничены, концентрация упомянутых элементов в у-твердом растворе продолжает уменьшаться в течение испытаний. Это также сопровождается формированием устойчивых карбидных фаз на основе хрома, что приводит к уменьшению его концентрации в твердом растворе. Это позволяет объяснить то, почему после длительных выдержек в зоне взаимодействия суперсплава может снова появляться у -фаза с выделившимися в ней карбидами на основе хрома и тугоплавких элементов: у + у -» у-» у + карбид. соотношением концентраций алюминия и хрома ниже 1,5, у-твердый раствор не стабилен и, во время выдержки в интервале температур от 1000 до 1100 С (после того, как концентрация хрома снижается), превращается в Ni3Al: NiAl + у -» NiAl + МзАІ + у - NiAl + Ni3Al -» Ni3Al. Если содержание кобальта в покрытии превышает 25 % и сумма Сг +Со выше 40 %, p-(NiCo)Al фаза появляется в зоне взаимодействия покрытия: у + у — у + (NiCo) А1.
Плазменное покрытие Ni25Col7CrlOAlYRe на сплаве PWA1483SX
Производился контроль изменения толщины покрытия по высоте пера и обводу профиля лопатки. В нижнем сечении вся поверхность имеет ровный бездефектный слой защитного покрытия, лишь непосредственно на выходной кромке есть узкий участок (длиной не более 150 мкм), где толщина покрытия не превышает 5 мкм. В среднем сечении на входной кромке и в центральных частях как выпуклой, так и вогнутой поверхности в результате окисления произошло утонение слоя до 8 мкм.
Хуже всего сохранилось покрытие в верхнем сечении. На входной кромке и в точке максимального перегиба профиля на спинке и корыте покрытия нет совсем, но основной металл нигде не поврежден - везде виден диффузионный слой.
В покрытии на лопатках были обнаружены трещины как перпендикулярные, так и параллельные поверхности (рис.3.4). Трещины, нормально ориентированные к поверхности в большом количестве обнаружены в среднем сечении на участке от входной кромки до центральной части выпуклой поверхности. Как правило, они доходят до диффузионной зоны и приводят к образованию прослойки оксидов вдоль границы покрытие -основной металл. На некоторых участках вдоль этих оксидов покрытие скалывается. Две трещины проникают в основной металл. Самая глубокая трещина имеет длину 80 мкм (рис.3.4).
. В верхнем и среднем сечениях, как на выпуклой, так и на вогнутой поверхностях в покрытии обнаружено большое количество трещин, параллельных внешней поверхности (рис.3.4). Вдоль них происходит образование оксидов, что приводит к полному разрушению покрытия над трещиной либо в результате его выкрашивания, либо в результате его полного окисления.
Результаты замера толщины покрытия на лопатках (без учета трещин) свидетельствует о значительной неравномерности его по толщине из-за выкрашивания на отдельных участках. На входной и выходной кромках покрытие полностью сработалось по всей высоте пера.
На основании полученных результатов можно сделать заключение, что ресурс покрытия CoNiCrAl для рабочих лопаток II ступени ТВД турбины ГТН-25-1 составляет 30 тыс. ч. После этого срока службы возможен ремонт покрытия - удаление оставшегося слоя и нанесение нового.
Основной механизм защиты металла лопаток проявляется в образовании пленки А1203 на поверхности покрытия. Однако образование трещин в покрытии и его скалывание заметно снижает коррозионный ресурс покрытия.
Как известно, энергетические ГТУ в основном работают на жидком, содержащем серу, газотурбинном топливе. Исследовались состояние и структура поверхностного слоя направляющих лопаток энергетической установки ГТ-100 из сплава ЖС6К без покрытий и с различными покрытиями в процессе эксплуатации.
В период освоения газотурбинных установок ГТ-100 направляющие лопатки ТВД и ТНД изготавливались из сплава ЖС6К без защитных покрытий. Агрессивная среда при сгорании жидкого топлива, в котором содержится калий, натрий, ванадий, сера обуславливали развитие на поверхности лопаток процессов сульфидно-оксидной коррозии, проявляющейся в образовании бугристых отложений и фронтального окисления. Появление бугристых образований, под которыми наблюдались язвы глубиной до 0,5-1,5 мм на выходных кромках лопаток, приводило к появлению и развитию термоусталостных трещин. Уже после 120-160 пусков и 500 ч наработки кромки 23% направляющих лопаток первой ступени ТВД имели термоусталостные трещины длиной 18-25 мм, расположенные на расстоянии 10-25 мм от верхней массивной полки.
В случае алюминидного покрытия начальные коррозионные повреждения были обнаружены через 277 ч эксплуатации (при 144 пусках) с использованием жидкого газотурбинного топлива. Через 1523 ч (при 164 пусках) глубина коррозии достигала 0,3-0,4 мм, через 2045 ч (при 594 пусках) -0.7-0.8 мм, через 2749 ч (при 779 пусках) - 0,9-1 мм.
Применение диффузионного хромирования лопаток по технологии НПО ЦНИИТМАШ показало, что после 5-6 тысяч ч эксплуатации на лопатках I ступени ТВД коррозионные повреждения и термоусталостные трещины не наблюдаются.
В исходном состоянии хромированный слой содержит Сг, около 20% Fe, 10% Ni и незначительные количества легирующих элементов сплава ЖСбК (Со, Mo, W, Ті и А1). Исследования металла лопаток после различных сроков эксплуатации показывают, что до 3 тыс. ч наработки структура защитного слоя, его толщина (в среднем 100 мкм) и микротвердость (7000-7500 МПа) практически сохраняются на исходном уровне. На поверхности покрытия образуется оксидная пленка, толщиной 5-10 мкм, хорошо сцепленная с защитным покрытием и состоящая в основном из оксида хрома Сг2Оз и шпинели (Ni,Fe)Cr204 (рис. 3.5).
Примеры расчета коррозионного ресурса покрытий
Керамическое покрытие уменьшает скорость окисления и газовой коррозии традиционного металлического покрытия CoCrAIY на защищаемых сплавах, поскольку керамика выполняет функцию механического барьера, ограничивающего контакт металлического покрытия с внешней средой.
Объектом исследования являлись крупногабаритные неохлаждаемые рабочие лопатки первой ступени ТВД и ТНД пиковой энергетической газовой турбины ГТ-100 из сплава ЭИ893. На 68 рабочих лопаток I ступени ТВД, имевших электронно-лучевое покрытие СДП8, нанесен внешний керамический слой КДП1. На две рабочие лопатки I ступени ТНД нанесение покрытия СДП8/КДП1 осуществлено в одном цикле. Особенностью нанесения покрытия на крупногабаритные лопатки турбины ГТ-100 является то, что покрытие наносится одновременно только на одну лопатку (в отличие от лопаток судовых или авиационных ГТУ, когда покрытие наносится одновременно на несколько лопаток).
До нанесения покрытия лопатки подвергались термической обработке по режиму: 1020 С, 1 ч + 1160 С, 3 ч + 1000 С, 4 ч + 900 С, 8 ч + 820 С, 15 ч. Поскольку нанесение покрытия осуществлялось на нагретую до 850-900 С и после нанесения металлического слоя проводился двухступенчатый диффузионный отжиг при 1030 С по 2 ч (в промежутках проводится обработка поверхности микрошариками), то для восстановления свойств металла лопаток применялась двухступенчатая термическая обработка в вакууме: 900 С, 8 ч + 800 С, 15 ч.
Лопатки I ступени ТВД прошли весь указанный цикл термической обработки и после нанесения керамического слоя (разогрев лопаток до 850-900 С) вновь проводилась двухступенчатая восстановительная термическая обработка (ВТО). Для лопаток первой ступени ТНД ВТО проводилась однократно, т.к. нанесение керамического слоя осуществлялось после второй ступени диффузионного отжига.
Лопатки с металлокерамическим покрытием имели гладкую поверхность (Ra=l мкм) темно-серого цвета. Осмотр 66 лопаток первой ступени ТВД показал, что на 7 лопатках наблюдалось наличие участков с отслоившимся керамическим слоем. По разработанной ИЭС им. Е. О. Патона технологии удаления керамического слоя, основанной на гидроабразивном методе, керамический слой был удален с 7 лопаток и затем нанесен повторно. Для контроля качества металлокерамического покрытия и основного металла из 61 лопатки были отобраны 4 лопатки, которые разрезались по специальной схеме.
Контроль качества металлокерамического покрытия, повторно нанесенного на 7 лопаток, проводился по образцам-свидетелем, на поверхность которых керамический слой наносился одновременно с лопатками. Контроль качества металлокерамического покрытия на лопатках первой степени ТВД проводился на образцах, отрезанных от лопаток в верней части у выходной кромки.
Исследование микроструктуры металлического слоя СДП8 показало, что на всех лопатках она представляет собой характерную для данного типа покрытия двухфазную у + Р структуру с высокой степенью однородности по толщине слоя и всему профилю лопаток (рис. 3.14). Микроструктура диффузионной зоны свидетельствует о качественном выполнении диффузионного отжига. Толщина металлического слоя составляет 80-90 мкм на выпуклой части профиля лопатки и 65-75 мкм на вогнутой части (табл.4). Микротвердость металлического слоя составляет 5400-6200 МПа и укладывается в диапазон значений, требуемых техническими условиями. выпуклой и вогнутой частях профиля лопатки - плотную на вогнутой части и менее плотную на выгнутой части (рис.3.14). Это определяет значения микротвердости керамического слоя - на вогнутой части микротвердость слоя заметно выше, чем на выпуклой части (табл.3.2). Следует отметить большой разброс в значениях микротвердости керамического слоя - максимальными значениями характеризуется керамический слой на 7 лопатках после повторного нанесения (группа В): 7500-8200 МПа. Несколько ниже диапазон значений для лопаток первой ступени ТНД (группа С): 5260-6600 Мпа. Значительно ниже микротвердость керамического слоя на лопатках основной группы А: 2650-4260 МПа, что находится на уровне базового металла и ниже уровня микротвердости металлического слоя покрытия.
Первый этап эксплуатации лопаток составлял 633 ч при 166 пусках. Визуальный осмотр, а затем и более тщательный контроль лопаток показали, что все 7 лопаток с повторно нанесенным керамическим слоем (группа В) не имеют никаких повреждений слоя на всей поверхности профильной части лопаток. Из основной группы лопаток (группа А) только две лопатки имели удовлетворительное состояние керамического слоя - с незначительными повреждениями эрозионного характера. На остальных 55 лопатках после промывки в горячей воде керамический слой отслоился по выпуклой части профиля (рис. 3.15) и на некоторых лопатках - на вогнутой части профиля. Металлический слой в местах повреждения керамического слоя имеет светлую поверхность без коррозионных повреждений и отложений. Практически на всех лопатках группы А имеются эрозионные повреждения в зоне входной кромки со стороны выпуклой части профиля.
