Введение

Во время эксплуатации детали газотурбинных двигателей (ГТД) подвергаются воздействиям высоких температур, больших растягивающих напряжений, действиям агрессивных сред и знакопеременных нагрузок при вибрации. При этом возникающие усталостные разрушения деталей в основном связаны (до 84% случаев) с повреждениями контактных поверхностей. Анализируя причины отказов узлов и агрегатов ГТД в ходе их длительной эксплуатации, а также результатов стендовых испытаний, пришли к выводу, что основной причиной зарождения большинства усталостных дефектов, приводящих к разрушению, является фреттинг. Под общим термином фреттинг принято понимать развитие следующих процессов: фреттинг-износ, фреттинг-коррозия и фреттинг-усталость [1–3].

В настоящее время существуют различные конструктивные и технологические способы защиты контактных поверхностей от фреттинга. К технологичным способам можно отнести нанесение различных типов упрочняющих покрытий. Основной задачей покрытия по снижению фреттинга является способность к многократному деформированию без значительного разрушения под действием контактных и сдвиговых сил без образования продуктов износа, а также высокая стойкость материала к воздействию окислительной среды. На современных отечественных предприятиях по производству ГТД для защиты замков лопаток вентилятора применяется покрытие из технического серебра, наносимое гальваническим способом, для компрессора – твердосмазочное покрытие типа ВАП-2. Данные покрытия повышают долговечность деталей в 1,5–2,0 раза. Кроме того, для уменьшения фреттинг-износа широко применяют гальванические покрытия на никель-кадмиевой и кадмиевой основе, а также слои меди, золота и олова. Основой эффективности применения защитных покрытий является наличие жертвенного слоя из менее прочного, но пластичного материала, что приводит к уменьшению напряжений и деформаций в узле трения. Этот слой выполняет функции смазочного материала, а также предохраняет материал от воздействия кислорода и развития фреттинг-коррозии. При этом будет увеличиваться фактическая площадь зоны контакта, снижаться удельное давление и, как следствие, интенсивность износа [4–7].

Среди различных способов нанесения защитных и упрочняющих покрытий на контактирующие поверхности для предотвращения фреттинга наиболее технологичными являются вакуумно-плазменные и ионно-имплантационные технологии обработки, а также их комбинации. Преимущества этих технологий наиболее полно используют при изготовлении ответственных деталей ГТД и лопаток турбин паровых энергетических установок из титановых сплавов, работающих в условиях высоких температур, давлений и агрессивных сред. Во ФГУП «ВИАМ» разработана вакуумно-плазменная технология высоких энергий (ВПТВЭ), позволяющая наносить защитные и упрочняющие ионно-плазменные покрытия для защиты конструкционных материалов, в том числе интерметаллидов титана [8–11].

Перспективным классом материалов для изготовления деталей современных авиационных двигателей с максимальной рабочей температурой в диапазоне от 600 до 700°С и высокими удельными прочностными характеристиками (жаропрочности и жаростойкости) являются деформируемые сплавы на основе орторомбического алюминида титана Ti₂AlNb, которые разработаны специалистами ФГУП «ВИАМ» и известны как орто-сплавы [12–14].

Цель данной работы – исследование использования ионно-плазменных покрытий для защиты интерметаллидного сплава Ti₂AlNb от фреттинг-износа и повышения жаростойкости композиции «покрытие–сплав».

Работа выполнена в рамках стратегического направления 17. «Комплексная антикоррозионная защита, упрочняющие, износостойкие защитные и теплозащитные покрытия», комплексная проблема 17.3. «Многослойные жаростойкие и теплозащитные покрытия, наноструктурные упрочняющие эрозионные и коррозионностойкие, износостойкие, антифреттинговые покрытия для защиты деталей горячего тракта и компрессора ГТД и ГТУ» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [15].

Материалы и методы

Покрытия наносили вакуумно-дуговым методом на ионно-плазменной установке МАП-3 и магнетронным среднечастотным осаждением на магнетронной установке SEO-TEC К71 – «Квадро».

Внешний вид промышленной ионно-плазменной установки МАП-3 для вакуумно-дугового нанесения и магнетронной установки SEO-TEC К71 – «Квадро» для магнетронного среднечастотного осаждения представлен на рис. 1.

Рис. 1. Внешний вид промышленной ионно-плазменной установки МАП-3 для вакуумно-дугового нанесения (а) и магнетронной установки SEO-TEC К71 – «Квадро» для магнетронного среднечастотного осаждения (б)

Согласно СТО 1-595-2-507–2016 исследование фреттинг-износа проводили на универсальном трибометре CETR UMT-3MT с использованием привода R33HE1000 для возвратно-поступательного движения. Режимы испытания на фреттинг-износ: амплитуда колебаний 300 мкм, температура испытаний 20 и 700°С, нагрузка 10 Н, частота относительных колебаний 13 Гц, длительность 10⁵ циклов или 128 мин.

Для оценки триботехнических свойств интерметалида титана с ионно-плазменными покрытиями и без них в паре с жаропрочным никелевым сплавом выбран метод «пальчик-по-пластине», в котором пальчик трется по двигающемуся возвратно-поступательно образцу в виде пластины.

В качестве образцов для контроля фреттинг-износа использовали пластины (25×43 мм) из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с нанесенными покрытиями и без них и контртела из жаропрочного никелевого сплава, представлявшего собой цилиндрические пальчики ø2 мм.

Испытания на жаростойкость проводили согласно ГОСТ 6130–71 при температуре 700°С на базе 150 ч в муфельной печи LE 14/11 фирмы Nаberhterm в воздушной среде. В качестве образцов использовали диски из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb диаметром 14 и толщиной 2,5 мм.

Исследование микроструктуры образцов интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с ионно-плазменными покрытиями в исходном состоянии и после испытаний на жаростойкость проводили на металлографическом оптическом микроскопе Olympus GX 51 с цифровой системой обработки изображения. Для выявления микроструктуры изготовленные микрошлифы протравливали в 3%-ном растворе плавиковой кислоты.

Исследование локального химического состава образцов с покрытиями и без них после испытаний на жаростойкость при температуре 700°С на базе 150 ч проводили на сканирующем растровом электронном микроскопе (РЭМ) Inspect F50 фирмы FEI (США) с использованием энергодисперсионного анализатора (EDS/ЭДА).

Результаты и обсуждение

В качестве объектов исследования рассматривали несколько вариантов покрытий, нанесенных на образцы в виде пластин (для испытаний на фреттинг-износ) и дисков (для испытаний на жаростойкость).

Покрытия конструировали таким образом, чтобы получить композицию из пластичной, жаростойкой матрицы с равномерно распределенными частицами твердой фазы (карбидов или нитридов), с чередованием более твердых слоев с более мягкими слоями относительно друг друга, полученными при плазмохимической реакции на поверхности образцов.

Покрытия наносили вакуумно-дуговым методом при распылении литого трубного катода из нихрома (Ni–Cr) с подачей в камеру напыления газообразного азота и ацетилена. Наносили также нанослойное покрытие системы «нитрид титана/нитрид хрома» (TiN/CrN) при распылении составного катода, состоящего из хрома марки Х99Н1 и титана марки ВТ1-0, при одновременной подаче газообразного азота.

Методом магнетронного среднечастотного осаждения наносили покрытие системы «нитрид титана/нитрид алюминия» (TiN/AlN). Осаждение покрытия TiN/AlN проводили послойно путем отключения и включения рабочих мишеней из титана марки ВТ1-0 и алюминия марки А99 при достижении заданного времени напыления каждого слоя в отдельности с одновременной подачей газообразного азота [16].

Перед нанесением ионно-плазменных покрытий проводили подготовку поверхности образцов виброобработкой в круговом вибраторе.

Известно, что ионно-плазменные покрытия при значительной толщине снижают прочность конструкционных материалов при испытании на многоцикловую усталость, поэтому нанесение проводили по отработанным технологическим режимам для формирования покрытий с толщиной не более 25 мкм.

После напыления образцов из них изготавливали поперечные микрошлифы с нанесенными покрытиями. Установлено, что толщина покрытий, нанесенных вакуумно-дуговым методом и методом магнетронного осаждения, составляет в среднем от 10 до 20 мкм. Средняя толщина покрытий систем (Ni–Cr)C и (Ni–Cr)N составила 20 мкм; 18 мкм – для покрытий системы TiN/CrN; 10 мкм – для покрытия системы TiN/AlN, нанесенного магнетронным способом.

Результаты испытаний на фреттинг-износ образцов из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытиями систем (Ni–Cr)C, (Ni–Cr)N, TiN/CrN при вакуумно-дуговом осаждении и TiN/AlN при магнетронном среднечастотном нанесении, а также сплава без покрытий приведены на рис. 2 в виде гистограмм суммарного линейного износа и коэффициентов трения при температурах 20 и 700°С.

Установлено, что при испытаниях на фреттинг-износ при температуре 20°С наименьший суммарный линейный износ в 20 мкм показал образец из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытием системы TiN/CrN толщиной 18 мкм. Далее располагаются образцы с покрытиями (Ni–Cr) C и (Ni–Cr)N толщиной 20 мкм и образец из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb без покрытия с линейным суммарным износом 30 мкм. Самый большой линейный суммарный износ (40 мкм) показал образец с покрытием системы TiN/AlN при нанесении магнетронным осаждением.

Самый низкий суммарный линейный износ в 70 мкм при испытаниях при температуре 700°С показали образцы из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытиями систем (Ni–Cr)C и (Ni–Cr)N толщиной 20 мкм. Образцы интерметаллидного сплава Ti₂AlNb без покрытия и с покрытиями систем TiN/CrN и TiN/AlN показали суммарный линейный износ в паре с контртелом из жаропрочного никелевого сплава 200 мкм.

Одновременно с измерением суммарного линейного износа измеряли коэффициент трения в зоне контакта контртела и образца с покрытием и без него.

Рис. 2. Результаты испытаний на фреттинг-износ образцов из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb без покрытия и с покрытиями систем (Ni–Cr)C, (Ni–Cr)N, TiN/CrN при вакуумно-дуговом осаждении и TiN/AlN при магнетронном среднечастотном нанесении в виде гистограмм суммарного линейного износа (Z; ■, ■) и коэффициентов трения (COF; ■, ■) при температурах 20 и 700°С соответственно

Самое минимальное значение коэффициента трения (0,3) при испытаниях при температуре 20°С показал образец из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытием системы TiN/AlN при взаимодействии с контртелом из никелевого жаропрочного сплава. Далее следует вариант покрытия системы (Ni–Cr)N и образец из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb без покрытия (0,6). Самый большой коэффициент трения, равный 0,7, показали варианты покрытий систем (Ni–Cr)C и TiN/CrN.

При испытаниях на фреттинг-износ при температуре 700°С самый низкий коэффициент трения (0,06) показал образец из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с контртелом из никелевого жаропрочного сплава. Далее варианты покрытий с возрастающими значениями коэффициента трения располагаются в следующей последовательности – покрытия систем: TiN/CrN (0,1); TiN/AlN (0,2); (Ni–Cr)N (0,3); (Ni–Cr)C (0,4).

Для контроля стойкости нанесенных покрытий к высокотемпературному окислению проведены испытания на жаростойкость при температуре 700°С на базе 150 ч. Зависимость удельного изменения массы образцов из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытиями и без них при испытаниях на жаростойкость при температуре 700°С на базе 150 ч приведена на рис. 3.

Рис. 3. Зависимость удельного изменения массы образцов из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb без покрытия (♦) и с покрытиями систем (Ni–Cr)C (■), (Ni–Cr)N (▲), TiN/CrN (×) и TiN/AlN (●) при испытаниях на жаростойкость при температуре 700°С на базе 150 ч

Показано, что высокой жаростойкостью при температуре 700°С на базе 150 ч обладает композиция интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытием системы TiN/CrN – удельное изменение массы ∆m=1,2 г/м²; у образцов с покрытием систем: (Ni–Cr)N – ∆m=2,2 г/м² и (Ni–Cr)С – ∆m=2,6 г/м²; у образца интерметаллидного сплава Ti₂AlNb без покрытия – ∆m=7,4 г/м², а самую низкую жаростойкость показал образец с покрытием TiN/AlN – ∆m=19,4 г/м².

Для анализа изменения микроструктуры интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытиями и без них, после проведения испытаний на жаростойкость изготавливали микрошлифы. Микроструктуры образцов из интерметаллида титана с покрытиями и без них после испытаний на жаростойкость при температуре 700°С на базе 150 ч представлены на рис. 4.

Рис. 4. Микроструктуры (×500) образцов из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb без покрытия (а) и с покрытиями систем (Ni–Cr)C (б), (Ni–Cr)N (в), TiN/CrN (г) и TiN/AlN (д) после испытаний на жаростойкость при температуре 700°С на базе 150 ч

Показано, что после проведения испытаний на жаростойкость при температуре 700°С на базе 150 ч в микроструктуре образцов интерметаллидного сплава Ti₂AlNb без покрытия и с покрытием системы TiN/AlN выявлена зона взаимодействия толщиной 20 мкм, аналогичная зона выявлена на образцах с покрытиями систем (Ni–Cr)C и (Ni–Cr)N толщиной 6 мкм. В микроструктуре образца из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытием системы TiN/CrN зоны взаимодействия не обнаружено. Покрытие не имело отслоений и деградации.

Для объяснения полученных результатов испытаний на жаростойкость использовали металлографические исследования покрытий и микрорентгеноспектральный анализ с целью выбора защиты интерметаллидного сплава Ti₂AlNb от окисления.

С помощью металлографических исследований установлено наличие измененного поверхностного слоя в образце из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb на глубине 20 мкм от поверхности границы раздела «материал–атмосфера». Данные микрорентгеноспектральнного анализа показали наличие в этом слое кислорода. На образце из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытием системы TiN/CrN кислород определяется в покрытии на глубине 3 мкм от поверхности раздела «покрытие–атмосфера». Под покрытием диффузионной зоны не обнаружено.

На образцах из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытиями систем (Ni–Cr)C и (Ni–Cr)N наличие кислорода под покрытием не обнаружено, но обнаружено наличие никеля на глубине 2 мкм от границы раздела «сплав–покрытие». По-видимому, это вызвано диффузионной подвижностью атомов никеля из покрытия в интерметаллид титана. Наличие светлой зоны на микрошлифах, возможно, является подтверждением образования соединений никеля и титана.

На образце из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb с покрытием системы TiN/AlN присутствие кислорода обнаружено по всей толщине покрытия, а также на глубине 20 мкм под покрытием в сторону к металлической поверхности.

Заключения

Исследовали фреттингостойкость и жаростойкость ионно-плазменных покрытий различных составов толщиной от 10 до 20 мкм, нанесенных вакуумно-дуговым методом на установке МАП-3 и магнетронным среднечастотным осаждением на установке SEO-TEC К71 – «Квадро» при плазмохимическом синтезе.

Показано, что наименьший суммарный линейный износ (20 мкм) при температуре 20°С показал образец с покрытием системы TiN/CrN толщиной 18 мкм, а при температуре 700°С образцы с покрытиями систем (NiCr)C и (NiCr)N толщиной 20 мкм в паре с контртелом из жаропрочного никелевого сплава показали линейный износ 70 мкм. Образец интерметаллидного сплава Ti₂AlNb без покрытия в паре с жаропрочным никелевым сплавом показал суммарный линейный износ 30 мкм при температуре 20°С и 200 мкм при 700°С.

Самый низкий коэффициент трения показал образец из интерметаллидного сплава Ti₂AlNb в паре с жаропрочным никелевым сплавом при температуре 700°С, который равен 0,06, а самый высокий, равный 0,7, показали варианты покрытий систем (Ni–Cr)C и TiN/CrN при температуре 20°С.

Исходя из полученных результатов можно заключить, что оптимальным комплексом свойств обладает покрытие системы (Ni–Cr)N толщиной 20 мкм, которое повышает фреттингостойкость интерметаллидного сплава Ti₂AlNb в 2,8 раза.

Высокую жаростойкость интерметаллидному сплаву Ti₂AlNb при температуре 700°С на базе 150 ч обеспечивает покрытие системы TiN/CrN с удельным изменением массы 1,2 г/м², самую низкую – композиция с покрытием системы TiN/AlN с привесом 19,4 г/м². Интерметаллидный сплав Ti₂AlNb без покрытий показал среднее значение удельного изменения массы, равное 7,42 г/м².

С помощью микрорентгеноспектрального анализа и металлографических исследований выявлена склонность интерметаллидного сплава Ti₂AlNb к образованию альфированного слоя толщиной до 20 мкм после испытаний при температуре 700°С на базе 150 ч.

При использовании покрытий систем (Ni–Cr)C и (Ni–Cr)N на интерметаллидном сплаве Ti₂AlNb при температуре 700°С на базе 150 ч под покрытием происходит образование зоны соединений никеля и титана толщиной до 6 мкм.

Проведенные исследования показали принципиальную возможность использования ионно-плазменных покрытий для защиты интерметаллидного сплава Ti₂AlNb от фреттинг-износа и повышения жаростойкости при рабочих температурах.