Особенности формирования структуры и фазового состава деформированных полуфабрикатов из серийного сплава МА14

Результаты испытаний нанослойных покрытий показывают, что лучшей жаростойкостью и коррозионной стойкостью из исследованных покрытий обладает упрочняющее покрытие TiC-CrC с толщиной нанослоев 30-35 нм. Показано также, что жаростойкость покрытий повышается при уменьшении толщины нанослоев, а коррозионная стойкость при этом снижается.

Показана возможность получения упрочняющих нанослойных покрытий путем последовательного и периодического вакуумно-дугового испарения различных карби-до- и нитридообразующих металлов в реактивной среде.

Получены нанослойные упрочняющие покрытия со слоями TiC-CrC, ZrN-CrN, TiN-ZrN, TiN-CrN, TiN-AlN с толщиной слоев от 15 до 70 нм. Проведены металлографические и металлофизические исследования полученных покрытий и показано, что общая толщина нанослойных покрытий составляет 15-22 мкм. Снижение толщины нанослоев не влияет на фазовый состав покрытия, однако снижает уровень остаточных напряжений в покрытиях и повышает их жаростойкость.

Исследованы эрозионная стойкость, микротвердость и жаростойкость нанослойных покрытий. Показано, что наиболее высокой эрозионной стойкостью обладает нанослойное покрытие TiN-CrN, нанесенное на образцы из титанового сплава ВТ 1-0 при ассистирован-ном осаждении (0,04 и 0,025 соответственно - при углах атаки пылевоздушного потока 70 и 20 град). Показано также, что нанослойные покрытия TiN-AlN, TiC-CrC обладают достаточно высокой эрозионной стойкостью.

Установлено, что эрозионная стойкость и микротвердость покрытий снижается с уменьшением толщины нанослоев, а ассистированное осаждение в несколько раз повышает эрозионную стойкость упрочняющих покрытий, снижает уровень остаточных напряжений в системе «основа-покрытие» и изменяет фазовый состав нанослоев на основе карбида хрома для покрытия типа TiC-CrC.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект №09-08-12162).

ЛИТЕРАТУРА

1. Дробышевская A.A., Сердюк Г. А., Фурсова Е.В., Береснев В.М. Нанокомпозитные покрытия на основе нитридов переходных металлов //ФИП. 2008. Т. 5. № 1-2. С. 83.

2. Мубояджян С.А. Эрозионностойкие покрытия для лопаток компрессора ГТД //Металлы. 2009. №3. С. 3-20.

3. Мубояджян С.А. Особенности осаждения из двухфазного потока многокомпонентной плазмы вакуумно-дугового разряда, содержащего микрокапли испаряемого материала//Металлы. 2008. №2. С. 20-34.

УДК 669.721.5

Е.Ф. Волкова, В.В. Антипов, Г.И. Морозова

ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И ФАЗОВОГО СОСТАВА ДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ ИЗ СЕРИЙНОГО СПЛАВА МА14

Изложены результаты исследования особенностей формирования структуры, фазового состава в зависимости от технологических параметров изготовления деформированных полуфабрикатов и термической обработки серийного магниевого сплава МА14. Рассмотрено влияние структуры и морфологии фаз на уровень и анизотропию основных

механических свойств. Проведены исследования методами микроскопического, физико-химического, рентгеноструктурного, микрорентгеноспектралъного анализа.

Ключевые слова: фазовый состав, особенности структуры, многоступенчатая осадка, термическая обработка, анизотропия механических свойств, серийные полуфабрикаты из сплава МА14.

Магниевые сплавы в настоящее время - наиболее легкие металлические материалы. Как показывает отечественный и зарубежный опыт, эти сплавы могут успешно конкурировать со сплавами на основе алюминия и имеют ряд преимуществ перед неметаллическими композиционными материалами. Поэтому для авиационного и космического материаловедения, где проблема снижения массы изделий по-прежнему крайне важна, магниевые сплавы остаются весьма перспективными материалами. По данным зарубежных производителей, в ближайшие годы возможно доведение доли магниевых сплавов в конструкциях, используемых в современном самолетостроении, - до 10-15% [1-3].

Деформируемый сплав МА14 может рассматриваться как базовый для сплавов системы Mg-Zn-Zr - не содержит дорогостоящих и дефицитных компонентов, экологически безопасен и достаточно широко применяется в конструкциях отечественных летательных аппаратов.

В работе выявлены особенности формирования структуры и фазового состава полуфабрикатов из серийного сплава МА14 под воздействием технологических параметров и термической обработки в процессе изготовления деформированных полуфабрикатов, а также исследовано их влияние на уровень и анизотропию основных механических свойств сплава.

Методика проведения исследований

Сплав МА14 (Mg-5,5% Zn-0,73% Zr, ГОСТ 14957-84) изучали в различных состояниях: литом, гомогенизированном, после деформации и термической обработки. Слитки из сплава МА14 0370 мм, полученные в промышленных условиях методом полунепрерывного литья, обтачивали до 0350 мм, затем подвергали гомогенизации по двум различным режимам. После гомогенизации по выбранному двухступенчатому режиму слитки прессовали в прутки 0220 мм и 080 мм - степень деформации 60 и 95% соответственно. Прессованные заготовки 0220 мм подвергали многоступенчатой осадке в выпукло-вогнутых бойках на прессе с поворотом по разработанной схеме, предусматривающей изменение направления приложенных усилий деформации при рассчитанной оптимальной величине этих усилий. Затем из осаженных таким образом заготовок изготовляли штамповки типа крышек 0400 мм и массой ~10 кг. Полученные деформированные полуфабрикаты термически обрабатывали по режиму Т1 (искусственное старение) в соответствии с производственной инструкцией ВИАМ ПИ 1.2.655-2003. Для каждого состояния сплава проводилось исследование его структуры металлографическим методом, а также методом физико-химического фазового анализа при химическом изолировании фаз с последующим их рентгеноструктурным и химическим анализом [4]. Количественный и качественный микрорентгеноспектральный анализ выполнен на приборе Superprobe-733 - получена микроструктура образцов сплава в различных состояниях. Микроструктуру сплава дополнительно исследовали на оптическом инвертированном микроскопе DM IRM фирмы «Leica». Механические свойства сплава при растяжении определяли по ГОСТ 1497-84 и ГОСТ 11150-84. Газосодержание в сплаве установили с помощью метода вакуумной экстракции в соответствии с методи-

кой, согласно которой образцы размером 010*10 мм нагревали до температуры 550°С в оловянной ванне при давлении под колоколом 1,333-10,66 Па ((1-8)-10- мм рт. ст.) [5].

Анализ результатов исследований

Основные соединения, обнаруженные в фазовом составе сплава МА14, характерны для каждого из исследованных состояний, их кристаллическая структура и сте-хиометрический состав представлены в табл. 1. В литом неравновесном состоянии при скоростях охлаждения в процессе кристаллизации <(1-10) К/с в сплаве присутствует первичная фаза Mg2Zn3, образующая псевдоэвтектику по границам зерен, а также первичная фаза Zr3Zn2. Фаза Mg2Zn3 в процессе гомогенизации и при последующей горячей деформации может частично растворяться, упрочняя атомами цинка твердый раствор на основе магния.

Таблица 1

Характеристики фаз в сплаве МА14

Соедине- Кристалличе- Параметры кристалличе- Условия образования фазы

ние, фаза ская структура ской решетки, нм

а с

Mg2Znз Триклинная — — Первичное образование, обнаружено в литом состоянии

ггз2п2 ^12 0,763 0,696 Первичное образование, обнаружено в литом и деформированном состояниях

Zr2(A1, Zn) СиАЬ 0,684 0,549 Первичное образование, обнаружено в литом и деформированном состояниях при наличии примеси алюминия

ZrZn2 MgZn2 0,527 0,858 При технологических нагревах

В^ГН2 Тетрагональная 0,460 0,498 При штамповке (из слитка и прессованного прутка) + Т1

5^гН Кубическая гранецентриро-ванная 0,478 При штамповке (из прессованного и осаженного прутка) + Т1

В сплаве МА14 установлено наличие фазы Лавеса ZrZn2, которая наиболее активно формируется в процессе технологических нагревов при температурах >340°С, в том числе при проведении гомогенизации.

Цирконий не образует интерметаллидных соединений с магнием, однако активно взаимодействует с цинком (легирующим элементом) и примесями сплава (чаще всего - алюминием и водородом). Фаза Zr2 (А1, Zn) может присутствовать в сплаве при наличии примеси алюминия >0,01% (рис. 1, а). Образование гидридов циркония 5^гН и в^гН2, прежде всего, зависит от качества лигатуры магний-цирконий и шихтовых материалов и определяется количеством содержащегося в сплаве водорода. Как правило, количество циркония, связанного с указанными фазами, не превышает 0,05%. Установлено, что термическая обработка (старение) и технологические параметры горячей деформации не оказывают заметного влияния на содержание водорода в сплаве. Подтверждено, что поглощаемый из окружающей среды водород мало усваивается твердым раствором на основе магния (табл. 2). Это объясняется, по мнению авторов, влия-

нием цинка, снижающего естественную растворимость водорода в магнии [6]. В то же время абсорбируемый водород энергично взаимодействует с цирконием, образуя термически устойчивые гидриды. Частицы гидридов циркония могут выделяться в виде высокодисперсных микроволокон (рис. 1, б).

а) б)

о

О»

<»' V

. о« Л'т

л-

* • * о

%«

Рис. 1. Изолированные частицы фаз (* 10000): а - циркониды цинка гп2гг3 и гг2(Л1, гп); б - гидриды циркония

Высокая температура и длительность ее воздействия на сплав в процессе гомогенизации приводят к существенному (в 3-7 раз) возрастанию количества цирконидов, причем наиболее активно этот процесс проходит в центре слитка. Последующая горячая деформация способствует увеличению содержания вторичных цирконидов цинка по всему объему прутка - в основном вследствие формирования высокодисперсных частиц фазы Лавеса 2йп2 (см. табл. 2).

Таблица 2

Распределение легирующих элементов и водорода по сечению слитка и прутка _в зависимости от технологических параметров обработки сплава__

Состояние Место Содержание Стехиометрический Количество Содержание

сплава отбора элементов в состав фаз цирконидов, водорода,

пробы фазах, % (по % см3/100 г,

массе), в металле

в сплаве

гп гг

Литое Центр 0,02 0,09 гп^гз 0,11 12,4

слитка

1/2Я 0,03 0,07 0,10 6,7

Периферия 0,03 0,07 0,10 6,7

Гомогенизированное:

одноступен- Центр 0,22 0,29 2йп2+2п22г3 0,51 9,1

чатый режим слитка

1/2Я 0,18 0,23 0,41 6,2

Периферия 0,16 0,16 0,32 8,9

двухступен- Центр 0,34 0,39 гг2п2+2п2гг3 0,73 16,1

чатый режим слитка

1/2Я 0,29 0,33 0,62 10,5

Периферия 0,25 0,20 0,45 7,0

Прессованный пру- Центр 0,47 0,53 гг2п2+2п2гг3 1,0 8,7

ток (Т1) прутка

1/2Я 0,46 0,51 0,97 9,2

Периферия 0,43 0,43 0,86 13,8

Штамповка (Т1) 1/2Я 0,42 0,42 гг2п2+2п2гг3 0,84 Не опреде-

лялось

На основании результатов фазового и микроструктурного анализа сплава показано, что по границам зерен в гомогенизированном состоянии формируется сетка из высокодисперсных частиц фазы Лавеса ЪхЪпъ а также из более крупных фрагментов частиц псевдоэвтектики Сетка как бы «декорирует» границы зерен сплава. По

границам и в объеме зерен располагаются достаточно крупные включения (4-12 мкм) первичного цирконида цинка Эти частицы обычно имеют правильную геомет-

рическую форму (рис.1, а; рис. 2, а).

гч

Ж

40 мкм

40 мкм

40 мкм

Рис. 2. Микроструктура

Таким образом, подтверждено, что цирконий проявляет высокую химическую активность и участвует в образовании большинства фаз в исследуемом сплаве [3]. По результатам микрорентгеноспектрального анализа установлено отсутствие циркония в

чистом виде в твердом растворе в межзереииой области для каждого из исследованных состояний сплава.

Установлено, что высокодисперсные частицы фазы Лавеса после деформации и старения практически не претерпевают заметных изменений. Тонкая сетка этих интер-металлидов хорошо видна по контурам границ зерен как в гомогенизированном состоянии, так и в структуре деформированных полуфабрикатов (рис. 2, б, в; рис. 3). Как установлено ранее, частицы фазы Лавеса обладают очень высокой микротвердостью -7350 МПа [7]. Наряду с крупными одиночными включениями цирконида цинка гг3гп2, формирующимися как по границам, так и в объеме зерен, частицы фазы Лавеса (гйп2) также активно участвуют в упрочнении сплава (см. рис. 2, а, б; рис. 3). Гомогенизация и последующая горячая деформация практически не влияют на размер и форму частиц первичной фазы Гг3гп2 в сплаве. Сравнение морфологических особенностей этой фазы в литом и деформированном состояниях подтверждает ее высокую микротвердость и деформационную устойчивость, поскольку включения фазы практически не измельчаются при горячей деформации (см. рис. 2, в).

а) б)

РИГ Ж ш

•т • «Я у

Бш ' г*

4'  £

10 мкм 10 мкм

Рис. 3. Микроструктура в радиальном (а) и хордовом направлениях (б) деформированного полуф абриката из сплава МА14 после завершающей стадии штамповки

Обычно упрочняющие фазы в процессе деформации металла располагаются строго ориентированно - в направлении течения металла, - что является одной из причин проявления анизотропии второго рода для магниевого сплава с гексагональной плотноупакованной решеткой. Для большинства магниевых сплавов весьма значительна степень анизотропии величины предела текучести как наиболее структурно чувствительной характеристики. Анализ полученных результатов свидетельствует о том, что максимальная степень анизотропии значений предела текучести (-62%) характерна для прессованного прутка 080 мм исследуемого сплава в состаренном состоянии (табл. 3). Подобное явление объясняется высокой степенью деформации (95%) при прессовании прутка, а также процессами дополнительного выделения дисперсных частиц упрочняющих фаз (при последующем старении), которые ориентированы в направлении оси прессования.

Видно также (см. табл. 3), что в штампованном полуфабрикате практически полностью отсутствует анизотропия исследованных в работе механических свойств, включая предел текучести. Это объясняется тем, что в процессе изготовления данных штамповок из сплава МА14 использована схема предварительной осадки заготовок,

рассчитана последовательность изменения направления приложения усилий при деформации и оптимизирована их величина.

Применение при изготовлении штамповок разработанной схемы обработки давлением и оптимального температурного режима нагрева заготовок при проведении многоступенчатой деформации способствовали исчезновению выраженной направленности выделения упрочняющих фаз в структуре изготовленного полуфабриката. Сопровождающие этот процесс статическая и динамическая рекристаллизации привели к формированию мелких равноосных зерен, по границам которых расположена сетка высокодисперсных частиц цирконидов цинка (см. рис. 3).

Таким образом, мелкозернистая структура штампованных полуфабрикатов из серийного магниевого сплава МА14, достаточно устойчивый к термическим и деформационным воздействиям фазовый состав, особенности морфологии и топологии основных интерметаллидных фаз обеспечивают стабильный уровень механических свойств, их малую анизотропию (при условии соблюдения установленных технологических параметров).

Таблица 3

Зависимость механических свойств* сплава МА14 от технологических факторов

Полуфабрикат Режим термообработки Направление вырезки образца ов 00,2 5 V

МПа %

Пруток диаметром, мм:

220 Без термообработки Продольное 300 255 12,0 22,0

(исходное состояние) Поперечное 280 128 18,5 17,2

Т1 Продольное 310 265 11,6 21,0

Поперечное 283 138 15,5 14,1

80 Без термообработки Продольное 326 218 14,2 30,5

(исходное состояние) Поперечное 292 128 20,8 20,7

Т1 Продольное 344 309 14,4 26,9

Поперечное 300 152 19,2 20,5

Штамповка Без термообработки Радиальное 281 193 10,0 17,2

(исходное состояние) Тангенциальное 282 194 10,0 16,5

Т1 Радиальное 298 212 8,0 13,9

Тангенциальное 284 206 8,4 13,6

* Приведены минимальные значения свойств по результатам испытания 5-ти образцов.

Цирконий в высокопрочном сплаве МА14 является наиболее активным фазооб-разующим элементом - при его участии формируются как циркониды цинка ZrZn2, Zr3Zn2, Zr2(Al, Zn), так и возможно возникновение гидридов циркония в^гН2 и 5^гН.

Устойчивые к воздействию технологических факторов циркониды Zn вносят основной вклад в упрочнение сплава и повышают уровень механических свойств в серийных полуфабрикатах.

Особенности формирования структуры и фазового состава серийных полуфабрикатов из сплава МА14 зависят не только от температуры и степени деформации, но также от схемы и направления приложенных усилий.

Сплав МА14 по своей природе склонен к проявлению анизотропии. Однако анизотропию механических свойств штампованных полуфабрикатов можно практически избежать благодаря формированию равноосной структуры при достаточно равномерном распределении упрочняющих фаз, применяя разработанную схему приложения усилий в процессе деформации.

ЛИТЕРАТУРА

1. Николас А., Рольиик С. Применение магниевых компонентов в аэрокосмической индустрии //Аэрокосмический курьер. 2011. №1. С. 42-44.

2. Волкова Е.Ф. Современные деформируемые сплавы и композиционные материалы на основе магния //МиТОМ. 2006. №11. С. 5-9.

3. Волкова Е.Ф., Морозова Г.И. Влияние цирконидов цинка на механические и технологические характеристики магниевых сплавов //Технология легких сплавов. 2004. №5. С. 20-24.

4. Лашко Н.Ф., Заславская Л.В., Козлова М.Н. и др. Физико-химический фазовый анализ сталей и сплавов.- М.: Металлургия. 1978. 336 с.

5. Сокольская Л.Н. Газы в легких металлах.- М.: Металлургиздат. 1969. 115 с.

6. Волкова Е.Ф., Морозова Г.И. Роль водорода в деформируемых магниевых сплавах системы Mg-Zn-Zr-P3M //МиТОМ. 2008. №3. С. 13-17.

7. Морозова Г.И., Лашко Н.Ф., Назарова М.П. и др. Анализ интерметаллидных включений в дефектных отливках из сплавов системы Mg-Zn-Zr //Технология легких сплавов. 1976. №9. С. 13-17.

УДК 621.792.8

В.П. Мигу нов, Д.П. Фарафонов

ИССЛЕДОВАНИЕ ОСНОВНЫХ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ НОВОГО КЛАССА УПЛОТНИТЕЛЬНЫХ МАТЕРИАЛОВ ДЛЯ ПРОТОЧНОГО ТРАКТА ГТД

Разработаны принципиально новые истираемые уплотнителъные материалы на основе дискретных металлических волокон для компрессора и турбины ГТД на рабочие температуры до 1100°С. Проведены лабораторные исследования основных эксплуатационных свойств разработанных материалов. По уровню эксплуатационных свойств материалы не имеют аналогов. Благодаря высокой истираемости их применение позволит уменьшить величину радиальных зазоров в проточном тракте ГТД для предотвращения утечек рабочего газа и значительно уменьшить износ лопаток по торцам при их соприкосновении и врезании в уплотнителъные материалы.

Ключевые слова: истираемые уплотнителъные материалы, металлические волокна, свойства, истираемость.

Одним из способов снижения удельного расхода топлива и повышения КПД силовых установок ГТД является предотвращение утечек рабочего газа через радиальные зазоры между торцами лопаток и статорными деталями турбин и компрессоров ГТД за счет уменьшения величины радиальных зазоров. Однако это связано с опасностью соприкосновения лопаток с деталями статора вследствие деформации корпуса и ротора при маневрах самолета и работе ГТД на нестационарных режимах, при вибрации и в ряде других случаев, что может привести к износу лопаток и даже к поломке контактирующих деталей.

Решить эту проблему можно путем разработки и применения специальных уплотнительных материалов, обладающих способностью «истираться» при взаимодействии с вращающимися лопатками, не изнашивая торцы лопаток. Такие материалы наряду с высокой истираемостью должны обладать и рядом других физико-механических и триботехнических свойств, способных удовлетворять реальным усло-