Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса 10
1.1 .Основное назначение и структура ТЗП 10
1,2.Материал и свойства внешнего (теплозащитгного) слоя 11
1.2.1 Фазовые превращения 12
1.2.2. Спекание ТЗП при эксплуатации ГТД 14
1.2.3. Долговечность теплозащитного слоя 17
1.2.4. Новые системы ТЗП 18
1.3. Материал и характеристики подслоя для ТЗП 22
1.3.1. Анализ влияния различия между КТР подслоя и основы 26
1.3.2. Фазовые превращения в подслое 30
1.3.3. Шероховатость поверхности подслоя 31
1.4. Технология нанесения покрытий 34
1.4.1. Формирование ТЗП методом плазменного напыления 35
1.4.2. Микроструктура плазменных ТЗП 38
1.4.3. Значение микротрещин 38
1.5. Основные механизмы разрушения ТЗП 39
1.6. Цель работы и задачи исследований 40
Глава 2. Материалы, технология изготовления образцов и методы исследования 41
2.1 .Материал основы 41
2.1.1. Химический состав 41
2.1.2. Механические свойства сплава ВХ-4А 42
2.1.3 Физические свойства сплава ВХ-4А (ЭП648) 43
2.2 . Технология нанесения покрытий плазменная установка УПУ-8М 44
2.3.Методы исследования порошковых материалов и структуры покрытий 47
2.4. Прочностные и деформационные характеристики системы ТЗП 48
2.4.1. Методика проведения эксперимента 50
2.5. Испытания покрытий в условиях термической усталости 56
Глава 3. Исследование порошковых материалов, структуры и свойств покрытий после напыления и термообработки 57
3.1 .Исследование порошковых материалов 57
3.1.1. Материал подслоя (Порошок ПВ -НХ16Ю6Ит) 57
3.1.2. Материалы керамического слоя ТЗП 61
3.1.2.1. Порошок марки ЦИО-7-10-50 63
3.1.2.2 Порошок марки ЦрОИ-7 65
3.2. Характеристики теплозащитных покрытий после напыления 67
3.2.1. Толщина покрытий 67
3.2.2. Шероховатость покрытий 67
3.2.3. Микроструктура ТЗП 69
3.2.4. Микротвердость ТЗП 72
3.2.5. Прочностные и деформационные характеристики ТЗП„„ 76
3.2.6. Микроструктура и свойства ТЗП с оптимальной толщиной керамического слоя 77
3.2.6.1. Шероховатость покрытий 77
3.2.6.2. Микроструктура ТЗП 80
3.2.6.3. Микрорентгеноспектральный анализ покрытия 81
3.2.6.4. Пористость ТЗП 83
3.2.6.5. Микротвердость ТЗП 86
3.2.6.6. Модуль упругости подслоя и керамического слоя 88
Выводы к главе 3 89
Глава 4. Исследование деградации теплозащитных покрытий при воздействии высоких температур 91
4.1. Долговечность ТЗП 93
4.2. Виды разрушения ТЗП 98
4.3. Процессы спекания керамики 104
4.3.1. Изменение микроструктуры керамики 104
4.3.2. Изменение микротвердости керамики 107
4.3.3. Изменение пористости керамики 108
4.4. Теплопроводность керамического слоя 109
4.5. Окисление металлического подслоя 110
4.5.1.Фазовый анализ подслоя 111
Выводы к главе 4 114
Глава 5. Расчетная оценка условий работы защитного экрана камеры сгорания с ТЗП 116
Выводы к главе 5 129
Глава 6. Рекомендации по совершенствованию технологического процесса нанесения ТЗП плазменным методом 130
Выводы исследований 134
Использованная литература
- Спекание ТЗП при эксплуатации ГТД
- Физические свойства сплава ВХ-4А (ЭП648)
- Материал подслоя (Порошок ПВ -НХ16Ю6Ит)
- Процессы спекания керамики
Введение к работе
Актуальной научно-технической проблемой является проблема снижения воздействия высокой температуры на основной металл деталей камеры сгорания, сопловых, рабочих лопаток турбины газотурбинного двигателя (ГТД).
Конструкторы вынуждены создавать двигатели, которые будут способны работать при высоких температурах газов для создания большей эффективности и тяги. Приблизительная формула для максимальной эффективности, rj, которую может показать ГТД, выглядит следующим образом
г/ = 1-Та/Тг, где Та и Тг - температуры атмосферы и продуктов сгорания в градусах Кельвина соответственно. Эта формула получена из основ термодинамики для идеального теплового двигателя. Выражение показывает [130], что ГТД будут тем эффективней, чем более горячими будут его продукты сгорания. К тому же, тяга ГТД на летательных аппаратах также увеличивается с ростом температуры продуктов сгорания. В 50-е годы температура перед турбиной была ограничена 700С, но уже в 80-е она поднялась до 1400С [34].
Повышение температуры газов на 200С требует создания новых суперсплавов, на 500С - необходимо применение воздушного охлаждения стенок камеры сгорания, рабочих лопаток турбины [34], на 300С -применение теплозащитных покрытий (ТЗП). Таким образом, в горячей части современного ГТД большинство деталей изготовлено из суперсплавов, присутствует воздушное охлаждение, и возрастающее количество деталей имеют сейчас ТЗП [80].
В процессе эксплуатации на элементы конструкции ГТД действуют различные виды нагрузок: статические, циклические, термические, которые оказывают определенное воздействие на механические и физические свойства материала, На рис. 1.1 показаны основные узлы ГТД: компрессор
низкого давления (КНД), компрессор высокого давления (КВД), камера сгорания, турбина высокого давления (ТВД), турбина низкого давления (ТНД), а также распределение температуры и давления по узлам ГТД.
Рис. 1.1. Распределение температуры и давления в ГТД [63].
В эксплуатации максимально допустимая температура нагрева элементов конструкции ГТД должна быть ниже температуры, характерной для относительно устойчивого структурного состояния сплава. Поэтому в нормальных условиях эксплуатации двигателя материал должен сохранять в основном структуру, приданную ему в процессе изготовления при термической обработке. Общепризнано, что применяемые в ГТД современные жаропрочные материалы на основе никеля (до 70 % массы) практически исчерпали своей возможности по жаростойкости. Так, предельные температуры применения их на воздухе не превышает 1100С, в условиях воздействия сульфидно-оксидной коррозии - 790СС. Поэтому в настоящее время около 75 % деталей авиационных двигателей имеет металлические или керамические покрытия для защиты от коррозии, износа,
высокотемпературного окисления, а также для специальных целей.
На ряд деталей камеры сгорания различных ГТД в настоящее время наносят жаростойкие покрытия: на форсунки - плазменное покрытие на основе сплава никель-алюминия, на кожух - эмалевое покрытие на основе оксидной керамики. Снижение температуры на стенке деталей данные покрытия обеспечить не могут в силу своего состава и микроструктуры. В то же время решение этой проблемы повысит надежность и ресурс всего изделия. Снижение рабочей температуры материала камеры сгорания возможно за счет применения ТЗП.
ТЗП в технике используются уже более 25 лет, в настоящее время они есть практически на всех двигателях гражданской авиации и большей части военной. ТЗП позволяют улучшить качественные характеристики двигателей, уменьшить расход воздуха на охлаждение, сэкономить топливо, увеличить температуру газового потока на 100...150 К [22,105,106,113,120]. При этом снижается выброс вредных веществ, что обусловлено более полным сгоранием горючего. Очевидно, этим и объясняется интерес конструкторов, производителей ГТД к данному типу покрытий. Количество публикаций, посвященных проблеме создания высокоэффективных ТЗП, с каждым годом устойчиво возрастает, особенно за рубежом.
Перспективы использования ТЗП на деталях ГТД зависят от того, насколько успешными будут предпринимаемые в настоящее время усилия по улучшению характеристик и повышению надежности покрытий [1,2].
Работоспособность покрытия, нанесенных различными газотермическими способами (плазменным при атмосферном и пониженном давлении, высокоскоростным газопламенным), зависит также от состава, размера и формы порошков, применяемых для напыления покрытий, параметров напыления [3 7,103,131,13 6].
Кроме этого, работоспособность покрытия зависит от условий эксплуатации и назначения изделия [41,88, 92,97,99,106,115,120,123,141].
В современных авиационных ГТД используются камеры сгорания с большим ресурсом. Именно для таких камер конструкторами ставится задача нанесения «толстых» ТЗП с толщиной более 300 мкм. Однако с увеличением толщины покрытия возрастает количество дефектов: появляются микротрещины, расслоение и отслоение керамики от подслоя, что резко снижает долговечность покрытий [29, ,61,62,69,74,106,114,122,124].
Таким образом, проблема совершенствования технологии нанесения ТЗП, обеспечивающей повышение толщины покрытия при сохранении долговечности является актуальной.
Автор защищает
Методику комплексного исследования новых порошков и системы «основной металл - композиционное теплозащитное покрытие».
Установленные взаимосвязи характеристик новых порошковых материалов со свойствами покрытий и системы в целом.
Закономерности деградации и разрушения ТЗП в условиях термоциклирования и изотермической выдержки, связанные с характеристиками порошков и покрытий.
Виды механизмов разрушения изученных систем покрытий.
Расчетные модели теплопроводности и напряженно-деформированного состояния покрытий в защитном экране камеры сгорания ГТД.
Спекание ТЗП при эксплуатации ГТД
Хорошо известно, что способность твердого порошкового тела к спеканию зависит от характеристик его пористости (объемной доли, размера, формы, характера распределения пор) [72]. Поэтому исследованию пористости керамического слоя покрытия посвящено значительное количество работ.
При спекании повышение жесткости, плотности может быть разделено на 2 режима, на ранних стадиях обработки при высокой температуре (время меньше 1 часа), происходит резкое увеличение модуля Юнга, который приблизительно удваивается в значении. Предложено, что это происходит из-за "заживления" мелких дефектов в микроструктуре после напыления. Первая стадия спекания приводит к увеличению жесткости, связанной с "заживлением" мелких дефектов в микроструктуре (интеметаллидные поры), где материал от смежного слоя находится в очень близком контакте или могут даже соприкасаться, но связь слабая из-за быстрого охлаждения при напылении. Это препятствует движению слоя как механизму разрушения и повышает неподвижность.
На второй стадии процесса, как полагают, должны закрываться наибольшие дефекты микроструктуры, а именно по всей длине микротрещины, которые формируются при мгновенном охлаждении [72].
В настоящее время при производстве газовых турбин наряду с известными технологиями: воздушно-плазменное напыление (APS) и электронно - лучевое вакуумное напыление (EB-PVD) [121], используется новый процесс - плазменное напыление в жидкой фазе (Solution precursor plasma spray process (SPPS) [60].
Морфология пор в покрытиях, нанесенных различными способами, принципиально отличается: поры в APS покрытиях относительно крупные, имеют дискообразную форму и расположены параллельно поверхности основы. Поры в EB-PVD покрытиях мелкие, удлиненные и располагаются перпендикулярно к поверхности основы в вытянутых колоннообразных сегментах. Как установлено, APS покрытия обеспечивают значительно лучшую по сравнению с EB-PVD-покрытиями тепловую защиту (рис.1.5).[42, 60], однако сопротивление расслоению этих покрытий в 8-10 раз хуже, чем в EB-PVD покрытиях [83].
Колоннообразная микроструктура EB-PVD покрытия обеспечивает и повышенную эрозионную стойкость (в среднем в 7-10 раз выше) по сравнению с APS покрытием аналогичного состава [133, 134], однако лишь при ударе малых частиц и в поперечном направлении. При воздействии потока на поверхность покрытия под углом, превышающем 50, стойкость к эрозии EB-PVD ТБП ниже, чем APS ТБП.
Микроструктура SPPS покрытий значительно отличается от первых двух. Сформированная с использованием жидкой фазы, микроструктура покрытия состоит из очень мелких (диаметром 0,5-5 мкм) единичных слоев совершенной формы, площадь контакта между которыми в 2-2,5 раза больше по сравнению с таковыми в APS покрытиях. Поры в SPPS покрытиях очень мелкие, измеряются в микро- и даже нанометрах. Такая микроструктура, очевидно, и служит причиной повышения долговечности покрытий в 2,5 раза в условиях термоциклирования.
Поры и микротрещины в керамическом слое ТБП способствуют снижению модуля Юнга, теплопроводности, повышению долговечности покрытия при термоциклировании. Нужный уровень пористости и микротрещин можно также получать, оптимизируя параметры напыления.
Весьма высокие значения пористости (до 25 % объема) были получены при распылении полимеров вместе с Z1O2 [52]. Тем не менее при напылении высокопористых и толстых покрытий снижаются механические свойства, например устойчивость к эрозии.
Многими исследователями делались попытки обработки покрытий с целью закрыть поры на поверхности, главным образом для улучшения их стойкости к высокотемпературной коррозии и эрозии. Обработка выполнялась путем пропитки жидкими металлами [94], солями фосфорной кислоты [30-32], лазерной обработки [141,73], смешанного напыления [52], термообработки в печи [56], горячего изостатического прессования (ГИП) [73], золь-гелиевой обработки [129], нанесения в вакууме химически осажденных покрытий (CVD покрытий) [50].
Большая часть опубликованных ранее работ, изучающих механизмы разрушения керамического слоя ТЗП, посвящена в основном описанию процессов окисления подслоя, которые, очевидно, способствуют разрушению связей между подслоем и сравнительно толстым, хрупким и высоко напряженным внешним керамическим слоем. Представление о разрушении связей при критическом значении толщины оксидной пленки на поверхности подслоя [113], очевидно, не является вполне удовлетворительным.
Известно, что и остаточные напряжения в системе могут оказывать значительное влияние на ее термомеханическую устойчивость. В энергетическом отношении, расслоение происходит, когда остаточные напряжения превышают прочность сцепления системы «керамика -подслой». Следовательно, расслоение можно инициировать либо путем внесения изменений в уровень остаточных напряжений (благодаря, например, спеканию), либо посредством уменьшения прочности сцепления на границе раздела, вследствие окисления поверхности подслоя.
В настоящее время толщина керамического слоя ТЗП составляет в силу их ограниченной надежности менее 500 мкм. Повышение толщины ТЗП приводит обычно к уменьшению их срока службы [54, 115]. Можно сказать, что чем больше толщина покрытия, тем выше в нем температурный градиент и уровень остаточных напряжений.
Даже небольшая разность в КТР основы и покрытия при высоких температурах обусловливает появление напряжений термического происхождения на поверхности раздела. Поэтому необходимо создавать вязкие ТЗП для повышения их сопротивления деформациям.
Во многих работах основное внимание уделяется снижению значения модуля Юнга (т.е. жесткости покрытия) и остаточных напряжений толстых ТЗП [122]. На практике этого можно достигнуть путем контроля параметров напыления, а также контроля температур основы и покрытия при его напылении. Если при напылении система нагревается слишком сильно, то в керамическом покрытии формируются напряжения сжатия. По этой причине при напылении обычно используется активное охлаждение поверхности основы.
Физические свойства сплава ВХ-4А (ЭП648)
Напыление покрытий производилось на роботизированной плазменной установке УПУ-8М.
Установка предназначена для напыления металлических и керамических порошковых материалов, а также материалов в виде проволоки на поверхности деталей и сборочных единиц методом плазменного напыления.
Установка УПУ-8М имеет три дозатора что позволяет производить напыление смесью трех порошков, осуществлять непрерывный процесс напыления переходом с одного дозатора на другой. Охлаждение плазмотрона осуществляется бидистиллятом от автономной замкнутой системы, что позволяет увеличить его ресурс. Наносимые порошки вводятся в плазмотрон из дозатора вибромеханического типа потоком транспортирующего газа по эластичным трубкам, В качестве плазмообразующего и транспортирующего газов используют как правило аргон, водород. Диапазон рабочего тока составляет 10-700 А, что позволяет с успехом напылять тугоплавкие керамические порошки.
Перед нанесением подслоя поверхность пластин из сплава ЭП648 обрабатывали корундом мелкой грануляции (0,8-1,0 мм) с получением шероховатости поверхности основы Ra=6-12 мкм. Перед нанесением подслоя замеряли толщину пластины с точностью до 1 мкм. Подслой из порошка ПВ-НХ16Ю6Ит толщиной 100-135 мкм наносили по режиму (см. таблицу 2.3), принятому как оптимальный, с одной стороны образцов..
Всю необходимую площадь покрытия получали за пять проходов вдоль пластины, ширина каждого прохода составляла 5 мм.
Пластины в процессе напыления принудительно охлаждали воздухом. После нанесения подслоя замеряли его шероховатость (Ra составила 6-9 мкм) и толщину с точностью до 1,0 мкм с помощью стенкомера.
Керамические слои различной толщины из двух исследуемых порошковых материалов наносили также на плазменной установке УПУ-8М по режиму, указанному в таблице 2.3. Для обоих типов порошков режим напыления был одинаков. Пластины в процессе напыления принудительно охлаждали с помощью воздуха.
После напыления пластины с покрытиями подвергали двойной термической обработке: 1 .Диффузионный отжиг в вакууме при температуре 1050С в течение 4-х часов для восстановления объемных свойств материала основы. 2. Окислительный отжиг на воздухе при температуре 850С в течение 20-ти часов для восстановления стехиометрического состава оксида циркония в покрытии. Покрытия, напыленные исследуемыми порошками имеют следующую маркировку: из порошка ЦрОИ -7 - (В), из порошка ЦИО -7-10-50 - (Е).
Методы исследования порошковых материалов и покрытий
Комплекс применяемых методов разработан в соответствии с требованиями, предъявляемыми к покрытиям, а также на основании опыта отечественных и зарубежных исследователей данного типа покрытий.
Гранулометрический состав порошков производилась по ГОСТ 18318-73 ситовым методом [15]. Текучесть порошков определялась по ГОСТу 20899-75 [16].
Приготовление микрошлифов для исследований осуществляется путем порезки темплетов с помощью тонкого алмазного диска (порезка керамического слоя), электроискрового станка (порезка металлических слоев) и последующего приготовления микрошлифов с применением алмазных шлифовальных кругов и полировальных паст различной зернистости.
Исследование структуры порошков и покрытий проведено методом анализа изображений во вторичных электронах на растровом электронном микроскопе JSM6460-LV а также методам оптической микроскопии на микроскопе«Неофот-21» при различных увеличениях.
Микрорентгеноспектральный анализ микрохимического состава порошков и покрытий проводили методами интегрального и поточечного анализа на энергодисперсионной приставке INCA ENERGY 300.
Пористость и плотность керамических слоев определяли по ГОСТІ8898-89 (ИСО 2738) [17]. При этом основу и подслой стравливали в концентрированной соляной кислоте в течение 24 часов. Оставшийся спеченный керамический слой осторожно промывался в дистиллированной воде и высушивался.
Размер пор в керамическом слое оценивали на оптическом микроскопе при увеличении 25 Ох методом случайных секущих. Оценка пор производилась в количестве 100-130 измерений. С использованием компьютерной программы Origin-5 строились кривые плотности вероятности Шероховатость поверхности подслоя и керамического слоя Ra определяли по ГОСТ 25142-82 [19].
Микротвердость покрытий измеряли в соответствии с требованиями ГОСТа 9450-76 на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке 200 г. на продольных и поперечных шлифах по зонам: под поверхностью керамического покрытия, в центральной зоне и нижней - на границе с подслоем. В подслое замеры микротвердости производили по двум зонам - на границе с керамикой и с основой. В каждой зоне производилось по пять замеров. Результаты измерений подвергали статистической обработке - строились кривые плотности вероятности значений микротвердости различных зон керамического слоя и подслоя с помощью стандартной программы Origin-5.
Материал подслоя (Порошок ПВ -НХ16Ю6Ит)
В качестве материала подслоя для сплава ЭП 648 был выбран порошок на основе никеля марки ПВ - НХІбЮбИт по ТУ 14-22-11-88 производства ООО НПФ «Материалы-К». Порошок, выпускаемый по ТУ 14-22-11-88, получают методом гидридно-кальциевого восстановления.
Химический состав порошка ПВ-НХ16Ю6Ит (в масс. %) исследуемой партии в сравнении с нормой по ТУ приведен в таблице 3.1. Химический состав порошка ПВ-НХ16Ю6Ит (в масс. %) Таблица. 3. Таким образом, химический состав исследуемой партии порошка соответствует ТУ.
Проверка гранулометрического состава производилась по ГОСТ 18318-73 ситовым методом. Проба порошка массой в 100 г рассеивалась в течение 20 мин. После рассева остаток на каждом сите взвешивался с точностью ±0,1 г. Исследуемая партия порошка по гранулометрическому составу относится к не регламентируемому классу.
Для напыления внешнего керамического слоя исследовались порошки оксида циркония, стабилизированного 7-8% оксида иттрия (7-8YSZ), производства двух различных производителей: 1. Порошок марки ЦИО-7-10-50 производства г. Екатеринбург по ТУ 1-595-2-659-2002. 2. Порошок марки ЦрОИ -7 производства г. Вольногорск по ТУ-48-0502-01-89. Химический состав порошков ЦИО-7-10-50 и ЦрОИ -7 приведен в таблице 3.7.
Сравнение химического состава порошков исследуемых партий и данных ТУ показывает, что по химическому составу исследуемые порошки соответствуют ТУ, причем содержание оксида иттрия на нижнем пределе, что является нежелательным. Требования ТУ 1-595-2-659-2002 к гранулометрическому составу порошка ЦИО-7-10-50 представлены в таблице 3.12. ТУ 48- 0502-01-89 на порошок ЦрОИ-7 не предъявляют требований к гранулометрическому составу.
Порошки обеих марок были подвергнуты классификации ситовым методом по ГОСТ 18318-73 с целью определения гранулометрического состава. Результаты представлены в таблице 2.25.
Следует отметить, что проведенный ситовой анализ не позволил выявить отклонение гранулометрического состава порошка ЦИО-7-10-50 от требований ТУ 1-595-2-659-2002 в части мелкой фракции с размером частиц менее 10 мкм, а также фракции частиц более 50 мкм (см. таблицу 3.9.). Однако в исследованной партии количество фракции порошка более 45 мкм составляет 9,85%. Поэтому с некоторым допущением можно утверждать, что в данной партии завышено количество крупной фракции практически вдвое.
Результаты определения толщины слоев покрытия в исходном состоянии приведены в таблице 3.15. Маркировка «В» относится к покрытиям ЦрОИ-7, маркировка «Е» к покрытию ЦИО-7-10-50. Как видно из таблицы 3.15., толщина керамики на образцах серии В составляет 200-650 мкм, толщина подслоя 110-130 мкм. толщина керамики покрытия на образцах серии Е составляет 130-650 мкм, толщина подслоя 115-127 мкм..
Шероховатость покрытий измеряли на профилографе-профилометре на продольных и поперечных образцах. На каждом образце было произведено от трех до пяти измерении на различных участках образцов. Результаты измерений представлены в таблице 3.16. . Для сравнения в этой же таблице представлены результаты измерений шероховатости покрытий
Как установлено, средняя шероховатость поверхности керамики покрытий из порошка ЦрОИ-7 находится в пределах Ra =7,4-7,9 мкм, а покрытий из порошка ЦИО-7-10-50 - от 5,2 до 6,0 мкм, подслоя - Ra= 5,7 мкм. Параметр шероховатости Ra поверхности подслоя, напыленного на установке HVOF, имеет значения от 9,2 мкм до 9,7 мкм, а поверхности керамики, напыленной на установке APS, принимает значения от 5,2 мкм до 5,4 мкм. Полученные результаты убедительно свидетельствуют о возможности напыления качественных покрытий на отечественной установке УПУ-8М. Кроме того, установлено, что поверхность покрытия из порошка ЦрОИ-7 более грубая, разброс отдельных значений параметра Ra более значителен по сравнению с параметром Ra покрытия из порошка ЦИО-7-10-50.
На рис. 3.7 представлены типичные микроструктуры покрытий ЦрОИ-7. Керамический слой ЦрОИ-7 характеризуется 2-4-мя продольными подслоями, между которыми в основном сосредоточена дефектность в виде разнодисперсной пористости. С увеличением толщины керамического слоя свыше 450-500 мкм, вследствие больших остаточных напряжений, в исследованных покрытиях возникают продольные трещины большого размера, (рис.3.7. в).
Процессы спекания керамики
В процессе термических испытаний неизбежно происходят с различной степенью процессы спекания керамического слоя, заключающиеся в его уплотнении, что связано со снижением размеров пор, «залечиванием» пор.
Хорошо известно, что способность твердого порошкового тела к спеканию зависит от характеристик его пористости (объемной доли, размера, формы, характера распределения пор) [72].
С другой стороны, уплотнение покрытия приводит к повышению в нем уровня остаточных напряжений и жесткости и, как следствие, к снижению его когезионной и адгезионной прочности и в конечном итоге -разрушению, о чем подробно сказано в п. 1.2.2.
Поэтому для исследования процессов спекания керамических слоев и установления их механизмов необходимо было исследовать изменения, происходящие в микроструктуре керамики, а также ее пористости и микротвердости.
Как было показано выше, микроструктура керамических слоев обоих покрытий после напыления имеет пористость, сетку микротрещин длиной доЮОмкм. Покрытие ЦрОИ-7 содержит в целом мелкие поры, но также в структуре имеются большие полости - области скопления пор. В то время покрытие ЦИО-7-10-50 имеет большее количество микротрещин и пор, которые являются несколько более крупными, однако для не этого покрытия не характерно наличие газовых скоплений.
Кроме того, покрытие ЦИО-7-10-50 имеет большее количество горизонтальных микротрещин, которые делят на 3-5 продольных фрагментов керамический слой, по сравнению с покрытием ЦРоИ-7, в котором наблюдается 2-4 таких фрагмента. В процессе термических испытаний с увеличением времени выдержки в печи мелкие поры и микротрещины постепенно «залечиваются», т.е. уменьшаются в размерах и исчезают. На рис.4.10. представлена серия микроструктур обоих типов покрытий в зависимости от времени выдержки. Установлено, что до времени выдержки 60 час. уплотнение керамики явно не выражено.
Процесс спекания, происходящий при высокотемпературных испытаниях, положительно влияет на твердость керамики. Поэтому измерения микротвердости покрытий после испытаний могут дать информацию о кинетике уплотнения керамики. Поскольку процессы спекания должны более интенсивно протекать при режиме изотермической выдержки по сравнению с термоциклированием, постольку измерения микротвердости керамического слоя проводились на образцах данной серии. На рис.4.12 представлена зависимость микротвердости керамики в зависимости от времени изотермической выдержки. Измерения микротвердости производили на поперечных микрошлифах.
Установлено, что микротвердость керамического слоя обоих покрытий увеличивается и в значительной степени. Так, у покрытия ЦрОИ-7 микротвердость увеличивается с 7000 до 9300 Н /мм , т.е. на 32%. У покрытия ЦИО -7-10-50 покрытия увеличение микротвердости значительно больше: с 6000 до 9350 Н /мм2, т.е. на 55 %.
Микротвердость подслоя после напыления была 3000 Н/мм . После выдержки 450 ч. (450 циклов) отмечено изменение микротвердости и в подслое до 4000 Н/мм, которое очевидно объясняется процессами окисления подслоя во время длительной выдержки.
После различного времени изотермической выдержки в печи была измерена пористость обоих видов покрытий. В таблице 4.4. и на рис. 4.13. представлены результаты измерения пористости в сравнении с исходной, полученной в результате напыления.
.Влияние продолжительности изотермической выдержки на пористость. При увеличении времени изотермической выдержки пористость уменьшается на 23-26% для обоих покрытий, т.е. очевидно процессы спекания происходят в обоих покрытиях примерно с одинаковой скоростью.
Результаты измерения средних размеров пор для покрытия ЦрОИ-7 и ЦИО-7-10-50 после напыления и изотермической выдержке при различном времени выдержки представлены на рис. 4.14.
Полученные результаты убедительно говорят о том, что в керамическом слое в процессе изотермической выдержки протекают процессы спекания, причем только первые стадии, которые сопровождаются массопереносом вещества, уплотнением вещества, но не закрытием сквозной пористости, т.к. процессы окисления подслоя, как будет показано ниже, проходят достаточно интенсивно. Для обоих типов покрытий процесс уплотнения проходит с различной интенсивностью: более интенсивно - для покрытия ЦИО-7-10-50 и менее - для ЦрОИ-7.
По результатам измерения пористости была рассчитана теплопроводность обоих керамических слоев с использованием Aiwazov-модели [ПО], по следующей формуле: (l + n-P)2 41 где, п - константа, определяемая экспериментально. Для YSZ принимает значение 4. X m - коэффициент теплопроводности порошка YSZ (равен = 2.2Вт/м.К); Р - общая пористость керамического слоя по данным таблицы 4.4. Результаты расчета теплопроводности по формуле 4.1. показаны на рис.4.15. и свидетельствуют о том, что даже после выдержки в 320 часов теплопроводность обоих типов покрытий остается достаточно низкой 0,73-0,98 Вт/мК по сравнению с требуемой (2,9 Вт/мК), установленной конструктором изделия.
