Электронная библиотека диссертаций и авторефератов России
dslib.net
Библиотека диссертаций
Навигация
Каталог диссертаций России
Англоязычные диссертации
Диссертации бесплатно
Предстоящие защиты
Рецензии на автореферат
Отчисления авторам
Мой кабинет
Заказы: забрать, оплатить
Мой личный счет
Мой профиль
Мой авторский профиль
Подписки на рассылки



расширенный поиск

Исследование закономерностей разрушения защитных оксидных слоев и теплозащитных покрытий монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов в условиях высокотемпературного воздействия Суходоева Надежда Вячеславовна

Диссертация - 480 руб., доставка 10 минут, круглосуточно, без выходных и праздников

Автореферат - бесплатно, доставка 10 минут, круглосуточно, без выходных и праздников

Суходоева Надежда Вячеславовна. Исследование закономерностей разрушения защитных оксидных слоев и теплозащитных покрытий монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов в условиях высокотемпературного воздействия: диссертация ... кандидата Технических наук: 05.16.09 / Суходоева Надежда Вячеславовна;[Место защиты: ФГБУН Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук], 2019.- 144 с.

Содержание к диссертации

Введение

Глава 1 Проблемы высокотемпературного окисления и технологии защиты поверхности жаропрочных сплавов 13

1.1 Развитие жаропрочных никелевых сплавов для рабочих лопаток газотурбинных двигателей 13

1.2 Механизмы формирования оксидных слоев при высокотемпературном окислении жаропрочных никелевых сплавов 18

1.3 Причины разрушения защитных оксидных слоев 23

1.4 Технологии защиты поверхности монокристаллических никелевых сплавов при высокотемпературном окислении 27

1.4.1 Технологии подготовки поверхности перед нанесением теплозащитных покрытий 27

1.4.2 Системы теплозащитных покрытий 31

1.5 Теоретические и экспериментальные методы определения адгезионной прочности защитных оксидных слоев и теплозащитных покрытий 36

1.6 Постановка целей и задач исследования 39

Глава 2 Методические особенности экспериментальных исследований микроструктуры, фазового состава и физико-механических свойств исследуемых материалов 42

2.1 Исследуемые системы, режимы высокотемпературного окисления и подготовка поверхности образцов 42

2.2 Методы исследования микроструктуры и фазового состава защитных оксидных слоев 47

2.3 Методы определения физико-механических свойств защитных оксидных слоев и адгезионной прочности в системе металл/оксид 48

Глава 3 Теоретические и экспериментальные исследования закономерностей разрушения защитных оксидных слоев 52

3.1 Анализ существующих моделей разрушения защитных оксидных слоев 52

3.2 Экспериментальные исследования закономерностей разрушения защитных оксидных слоев после высокотемпературного окисления жаропрочных сплавов 59

3.3 Определение режимов ионной обработки поверхности для повышения адгезии в системе металл/оксид 65

3.4 Исследования влияния режимов охлаждения на микроструктуру оксидных слоев и целостность границы раздела металл/оксид 70

3.5 Метод определения характеристик адгезии в системе металл/оксид после высокотемпературного окисления 77

3.6 Выводы по разделу 83

Глава 4 Определение физико-механических свойств защитных оксидных слоев и адгезионной прочности в системе металл/оксид 85

4.1 Определение физико-механических свойств защитных оксидных слоев методом наноиндентирования 85

4.2 Определение работы адгезии в системе металл/оксид при скретч-испытаниях 93

4.3 Выводы по разделу 95

Глава 5 Исследование причин и особенностей разрушения системы теплозащитных покрытий для рабочих лопаток газовых турбин 97

5.1 Условия эксплуатации и причины разрушения ТЗП для рабочих лопаток 97

5.2 Экспериментальные исследования микроструктуры и механизмов разрушения ТЗП 103

5.3 Анализ напряженно-деформированного состояния в системе ТЗП 106

5.4 Выводы по разделу 117

Заключение 118

Список принятых сокращений и условных обозначений 121

Список литературы 123

Приложение 1 137

Механизмы формирования оксидных слоев при высокотемпературном окислении жаропрочных никелевых сплавов

В зависимости от химического состава материалов, формирование оксидного слоя во время высокотемпературного окисления происходит по одному из нескольких механизмов. Так, на поверхности щелочных и щелочно - земельных металлов (за исключением Ве) при высокотемпературном воздействии формируются по линейному закону роста пористые оксидные слои, которые легко отслаиваются от поверхности и не защищают ее. Для сложнолегированных сплавов или сталей формирование защитного оксидного слоя - это сложный процесс, который может протекать по степенному, логарифмическому или параболическому законам роста. Ниже рассмотрены основные особенности формирования оксидного слоя на поверхности современных жаропрочных никелевых сплавов с содержанием алюминия свыше 4 масс.%.

Для данных типов сплавов формирование оксидного слоя происходит согласно параболическому закону [14] за счет диффузии ионов и перемещения электронов, при этом процесс сопровождается снижением скорости диффузии: т =V (1Л) где t - время; Am/S - изменение массы образца, отнесенное к площади поверхности; кр - постоянная скорости роста оксидного слоя.

В работах [15-16] кинетика формирования оксидного слоя описывается следующим уравнением:

t(s) = A+B(Am/S)+(l/kp)(Am/S)2 „ где А и В константы, учитывающие переходные диффузионные процессы и межфазные реакции на начальных этапах окисления.

При высокотемпературном окислении системы МА1 на начальных этапах могут протекать следующие реакции:

А1 + О2 Al 203 Ni + А1 + 02 NiAl 204 Ni + 02 МО С увеличением продолжительности окисления на границе раздела металл/оксид устанавливается равновесие:

NiAl204 + Al Al203 + Ni NiO + Al NiAl2О4 + Ni.

Состав тонкого оксидного слоя, образующегося на начальных этапах высокотемпературного окисления сложных систем, определяется в основном химическим составом приповерхностного слоя сплава и температурой воздействия. Поэтому карты формирующихся оксидов строят для определенной температуры. На рисунке 1.4 приведена карта изотермического окисления системы NiCrAl, полученная в результате окисления при различных температурах в течение 20 ч и давлении кислорода 0,1 атм. В таблице 1.2 приведены составы оксидных слоев, формирующихся в течение 30 мин высокотемпературного окисления в зависимости от содержания алюминия в сплаве NiCrAl [17].

- внешний слой Сг203 внутренний слой А120:

внешний слой NiO внутренний слой Cr2O3-Al2O3-Ni(Al,Cr)2O4

- При окислении сплавов системы NiCrAl с содержанием хрома и алюминия 9-6 масс.% соответственно происходит формирование многослойной структуры оксидного слоя. На начальном этапе формируется тонкий слой, состоящий из оксида никеля NiO и шпинели Ni(Al,Cr)2O4. На границе раздела скапливается хром, который в последующем начинает окисляться и формировать слой оксида хрома. На нижней границе с оксидом хрома начинается окисление алюминия и формирование защитного слоя Al2O3. При высоких температурах (свыше 1000С) происходит испарение оксида хрома Cr2O3 и образование CrO3, что может повлечь за собой растрескивание оксидного слоя. Дальнейшее увеличение скорости окисления приводит к появлению второй ветви кривой окисления.

Диффузионные процессы, протекающие по границам зерен, имеют существенное влияние на механические свойства защитного слоя. Выделяют катионный и анионный механизмы роста (рисунок 1.5). Один из компонентов системы (Al или O), диффундирует преимущественно вдоль границ зерен, другой переносится в противоположном направлении преимущественно по механизму объемной диффузии [19].

Различия катионного и анионного механизмов роста оксидного слоя заключаются в геометрии формирующегося оксидного слоя. Согласно анионному механизму, рост оксидного слоя происходит на внешней границе поверхности сплава со средой, рост оксидного слоя на поверхности раздела с металлом характерен для катионного механизма. Механизм роста оксидного слоя определяется химическим составом сплава.

Легирующие элементы, входящие в состав сплава, по-разному влияют на прочность границы раздела металл/оксид. Так, титан и ниобий ухудшают жаростойкость никелевых сплавов, так как образуют оксиды, которые, находясь в виде включений, облегчают проникновение кислорода через оксидный слой и увеличивают вероятность его разрушения. Отрицательное влияние на жаростойкость оказывает ванадий (V), окисляясь, он образует непрочные (рыхлые) слои оксидов, которые быстро разрушаются и не защищают поверхность от высокотемпературного окисления. Отрицательное влияние V усиливается с увеличением его концентрации в сплаве, наиболее сильное снижение жаростойкости наблюдается при концентрации 1%. Увеличение концентрации примесей (сера, фосфор, бор и углерод) также приводит к снижению прочности на границе раздела металл/оксид. Карбиды и бориды, которые выходят на поверхность жаропрочных сплавов, окисляются и способствуют формированию неоднородного слоя ТВО, что в дальнейшем может являться причиной разрушения.

Существуют работы, в которых показано положительное влияние добавок иттрия Y на жаростойкость сплавов [18, 20-21]. Для никелевых сплавов легирование иттрием приводит к снижению скорости изотермического окисления, однако наибольшее влияние на жаростойкость проявляется при циклическом окислении. Установлено, что Y снижает или практически полностью устраняет пористость на границе раздела металл/оксид, наличие которой является одной из основных причин отслоения оксидного слоя [20]. Положительное влияние легирования иттрием авторы [20-21] связывают с формированием стоков для вакансий внутри металлической матрицы сплава.

Во время высокотемпературного окисления сложнолегированных сплавов в углеродосодержащей атмосфере происходит проникновение углерода через оксидный слой в направлении границы раздела металл/оксид. Если в составе сплава есть элемент, образующий защитный оксидный слой и одновременно стабильные карбиды, например, Cr, или Al, то, согласно [22], окисление последних может привести к разрушению защитной системы. Кроме того, при низких температурах (500С) происходит отложение углерода внутри оксидного слоя, что в свою очередь приводит к «распуханию» слоя и последующему отслоению.

Необходимо отметить, что при формировании защитного оксидного слоя Al2O3 во время высокотемпературного окисления, происходит ряд фазовых превращений от метастабильных фаз к стабильной фазе -Al2O3: -Al2O3 (кубическая сингония) 700-800 С -Al2O3 (тетрагональная сингония) 900-1000 С -Al2O3 (моноклинная сингония) 1000-1100 С -Al2O3 (ромбоэдрическая, гексагональная сингонии). Максимальной прочностью обладает термостабильная фаза -Al2O3, характеризующаяся низкой скоростью роста. В таблице 1.3 приведены основные физико-механические свойства керамики -Al2O3 [23-26]. Рассмотренные механизмы и закономерности роста оксидного слоя, а также влияние различных легирующих элементов определяют локальное напряженно-деформированное состояние на границе раздела металл/оксид.

Анализ существующих моделей разрушения защитных оксидных слоев

Согласно энергетической теории А. Гриффитса, разрушение происходит при условии равенства упругой энергии деформации скорости увеличения поверхностной энергии, направленной на образование новых поверхностей: где, акр - критическое напряжение; / - длина дефекта; Е - модуль упругости материала; ур - поверхностная энергия разрушения.

При этом энергия, необходимая для продвижения трещины на единицу длины, оценивается энергией упругих деформаций, а затраты на разрушение относятся к работе пластических деформаций. Следовательно, поверхностная энергия yF состоит из удельной поверхностной энергии разрушения уо и удельной работы пластических деформаций у вершины трещины ур.

Необходимым условием формирования поверхности раздела является равенство упругой энергии деформации скорости увеличения поверхностной энергии yF, направленной на образование новых поверхностей или, другими словами, положительное значение свободной энергии образования поверхности раздела: где Q - площадь геометрической поверхности раздела материалов.

Для экспериментального определения поверхностной энергии Е. Орованом и др. было предложено заменить величину yF на эффективную удельную энергию разрушения или интенсивность высвобождения упругой энергии: где G - удельная энергия разрушения или с точки зрения законов термодинамики - это работа обратимого изотермического процесса разделения материала (работа адгезии).

Применительно к границе раздела металл/оксид H.Evans предположил, что разрушение наступит при условии равенства удельной энергии разрушения W, приходящейся на объем оксида толщиной hокс, работе, затрачиваемой на образование трещин [96,97]: где hOKC - толщина оксидного слоя (ТВО); f - запасенная энергия в объеме оксидного слоя (hOKC-l2); I - размер дефекта; ср = 0,5 - геометрический параметр.

В случае выполнения условия (3.4), согласно результатам литературного анализа, возможно отслоение оксидного слоя по следующим сценариям: скалывание (тип I), вздутие (тип II), и вздутие с последующим краевым отслоением (тип III) и смешанный тип разрешения (рисунок 3.1, таблица 3.1).

Определяющим фактором при разрушении ТВО является прочность границы раздела металл/оксид. Для разрушения по типу I («скалывание») характерна высокая адгезионная прочность границы раздела металл/оксид, превышающая прочность оксидного слоя (рисунок 3.2, таблица 3.1).

Разрушение оксидного слоя в экспериментальной практике согласно рассмотренным моделям происходит достаточно редко. Результаты литературного обзора выявили, что многочисленные исследования по данной теме проводились на образцах сплавов на основе железа. Для ферритных сплавов системы FeCrAl(Y) во время высокотемпературного окисления характерно формирование однородного защитного оксидного слоя -А12Оз, что позволяет использовать их в качестве модельной системы. Поэтому особенности и ограничения рассмотренных выше процессов разрушения подробно изучены на данных системах. Аналогичных исследований для никелевых сплавов практически нет, ввиду того, что данные сплавы применяются в качестве основного материала для лопаток ГТД и используются с системой ТЗП.

В рассмотренных моделях основными параметрами, определяющими адгезионную прочность границы раздела металл/оксид, являются размеры дефектов, толщина и физико-механические свойства оксидного слоя.

Толщина оксидного слоя. Влияние толщины hокс на уровень внутренних напряжений и количество отслоений при одинаковой скорости охлаждения рассмотрено в работах [96, 100, 105]. Отмечается, что для систем с большей толщиной оксидного слоя ( 7 мкм) более вероятно «скалывание» (тип I), «вздутие» (тип II) характерно для систем с небольшой толщиной оксидного слоя. Так, «вздутие» было выявлено на поверхности сплава ReneN5 после изотермического окисления в течение 10 ч при Т=1150 С и быстрого охлаждения vохл 1000 С мин \ толщина оксидного слоя при этом не превышала 3 мкм [106].

Размер дефекта. Согласно картам разрушения, предложенным Н. Evans на основе математических расчетов, при малом размере дефекта при одной и той же толщине ТВО и разности температур, разрушение может не произойти (рисунок 3.4,а, hOKC=2 мкм, АТ=400С), при увеличении размера дефекта происходит скалывание (рисунок 3.4,б, hOK=2 мкм, АТ=400С).

Толщина подложки (сплава). В рассмотренных моделях разрушения ТВО не учитывается толщина сплава hcn. Известны исследования, в которых показано влияние толщины подложки на рост внутренних напряжений. Отмечается, что увеличение толщины металлической подложки приводит к росту термических напряжений [37,103]. Это связано с уменьшением растягивающих напряжений в сплаве при одновременном увеличении толщины оксидного слоя. В работе [103] утверждается, что при увеличении толщины подложки происходит рост напряжений. Максимальная площадь разрушения оксидного слоя установлена на тонких образцах, однако внутренние напряжения в оксидном слое в этом случае были наименьшими. В другой работе при схожих условиях окисления отмечена противоположная тенденция - увеличение толщины металлической подложки с 0,4 мм до 7,6 мм приводит к увеличению сжимающих напряжений от 3 ГПа до 6 ГПа, уменьшению размеров дефектов, но при этом увеличивается площадь отслоения. Такие противоречия можно объяснить применением материалов с разным содержанием легирующих элементов (в частности, иттрия Y), которые в свою очередь влияют на деформационные свойства оксидного слоя и ползучесть металлической подложки (сплава).

Разность температур ЛТ. Другим важным параметром, влияющим на механическое поведение ТВО, является критическое значение изменения температуры при охлаждении ЛТкр (разность между температурой окисления и температурой, до которой охлаждается образец) - величина, при достижении которой происходит разрушение по рассмотренным выше моделям «вздутие» и «скалывание», определяется по формулам [97]: где Аа - разность коэффициентов термического расширения сплава и оксидного слоя, k!=k2 1 безразмерные коэффициенты [34,97].

Скорость охлаждения. Приведенные соотношения (3.8) не учитывают скорость охлаждения и ее влияние на релаксацию напряжений, сегрегацию примесей на границе раздела металл/оксид и фазовые превращения в приповерхностной зоне сплава. В работе [105] показано, что замедление скорости охлаждения приводит к уменьшению значений энергии разрушения yF и ЛТкр. В других работах [37,103] установлено, что увеличение скорости охлаждения приводит к замедлению релаксационных процессов и, тем самым к росту термических напряжений. На рисунке 3.5 приведены результаты исследований влияния скорости охлаждения на величину термических напряжений в ТВО на поверхности сплавов на основе железа после изотермического окисления при температуре 1200С в течение 25 ч.

Скорость охлаждения также определяет степень растворимости примесей (сера, фосфор и др.) на границе раздела металл/оксид, которые приводят к снижению адгезионной прочности [94, 103]. В работе [103] утверждается, что с увеличением скорости охлаждения происходит снижение сегрегации карбида хрома. В другой работе автор [94] показал, что снижение скорости охлаждения способствует сегрегации серы, что приводит к образованию межфазных пустот и ослаблению прочности границы раздела.

Определение физико-механических свойств защитных оксидных слоев методом наноиндентирования

Для определения физико-механических свойств ТВО был выбран сплав АМ1, т.к. защитный оксидный слой на поверхности данного сплава характеризуется отсутствием дефектов, отслоений и однородной микроструктурой после высокотемпературного окисления при различных режимах охлаждения. Окисление осуществлялось при температуре 1100С в атмосфере очищенного воздуха со скоростью потока 0.4 л/ч, скорость нагрева и охлаждения составляла 60 С мин-1. Время выдержки варьировалось в зависимости от цели эксперимента: для проведения испытаний на поперечных срезах (первый способ) образцы жаропрочного сплава были окислены в течение 100ч, индентирование перпендикулярно поверхности (второй способ) производилось на образцах после 10ч окисления. Защита поверхности оксидного слоя при подготовке поперечных срезов проводилась с использованием технологии никелирования. Индентирование слоя ТВО проводилось при различных значениях максимальной нагрузки Fmax=10, 30, 50 и 70 мН. Параметры экспериментальных испытаний подробно приведены в разделе 2.5.1, схематическое представление способов индентирования приведено на рисунке 2.4.

Анализ кривых индентирования проводился с использованием стандартизированной методики W. Oliver и G. Pharr [113]. Данная методика заключается в определении физико-механических свойств материала через глубину проникновения индентора при максимальной нагрузке с учетом упругого прогиба поверхности в области контакта. Определение твердости HIT проводилось по формуле (2.1), приведенный модуль упругости EIT рассчитывался согласно (2.2).

Индентирование поверхности оксидного слоя

В разделе 3.1 показано, что оксидный слой, формирующийся на поверхности сплава АМ1 имеет многослойную микроструктуру (рисунок 3.6). Толщина слоя ТВО после высокотемпературного окисления в течение 10 ч составила 1,3 мкм, толщина защитного слоя -Al2O3 – 0,7 мкм. Для определения модуля Юнга и твердости ТВО применялись различные нагрузки (10-70мН). Было установлено, что во время испытаний при малой нагрузке (10мН) происходит внедрение индентора лишь в верхний слой NiAl2O4 многослойной системы, средняя глубина проникновения при этом составляет 214 нм (таблица 4.1).

При нагрузке 30 мН происходит увеличение глубины проникновения, значения физико-механических свойств изменяются – увеличиваются, что свидетельствует о прохождении границы раздела NiAl2O4/Al2O3 и смене испытываемого материала. Учитывая неоднородность толщины многослойной системы ТВО, формирующейся на поверхности сплава АМ1 во время высокотемпературного окисления, было сделано заключение, что при данной нагрузке (30мН) измерения проводятся в оксидном слое Al2Оз. Средние значения модуля Юнга и твердости составили 256+21 ГПа и 20.2+3.4 ГПа соответственно. При дальнейшем увеличении нагрузки до 70 мН, увеличивается вероятность влияния свойств подложки на результаты измерений, что также подтверждается более низкими значениями Нц=11,6+1.2 ГПа и Ец=157+8 ГПа. Таким образом, нагрузка 30 мН является наиболее оптимальной для определения модуля Юнга и твердости защитного оксидного слоя.

Полученные значения модуля Юнга, хорошо согласуются с результатом работы [114], где приведены результаты наноиндентирования оксидного слоя -А1203, формирующегося на поверхности сплава системы FeCrAl в результате высокотемпературного окисления (1150-1250С). По результатам индентирования поверхности оксидного слоя толщиной 2 мкм, средние значения твердости при индентировании составили Нгг=11.2 ГПа, а модуля Юнга Ец 240 ГПа.

Индентирование поперечного среза

По данным термогравиметрического анализа и электронно-микроскопических исследований, средняя толщина оксидного слоя после высокотемпературного окисления при температуре 1100С в течение 100 ч составила 2,4 мкм, толщина слоя оксида алюминия 1,4 мкм.

В связи трудностью позиционирования индентора, обусловленной достаточно малой толщиной оксидного слоя, во время испытаний для индентирования поперечных срезов системы металл/оксид применялись небольшие нагрузки (до 30 мН). На рисунке 4.1 приведены кривые индентирования, полученные в результате испытаний поперечных срезов при нагрузке 30 мН образцов сплава АМ1 после высокотемпературного окисления при =1100С.

Кривая индентирования оксидного слоя сдвинута влево относительно кривой, полученной в результате испытаний сплава АМ1. Это свидетельствует о том, что оксидный слой имеет более высокие физико-механические свойства по сравнению со свойствами сплава. Значения твердости и модуль Юнга, полученные в результате индентирования поперечных срезов приведены в таблице 4.2. Наиболее оптимальной, с точки зрения высокой точности позиционирования индентора была признана нагрузка 10 мН, при которой средние значения модуля Юнга составили En = 320±15ГПа и твердости Нц = 15.6±0.4ГПа. Полученные значения модуля Юнга отличаются от справочных значений (таблицы 1.3 и 1.6) более чем в 1,2 раза. При этом необходимо отметить, что справочные значения, как правило, определены для массивных материалов.

Зависимости физико-механических свойств от нагрузки приведены на рисунке 4.2. При нагрузке 30 мН модуль Юнга EIT и твердость HIT имеют максимальные значения, при дальнейшем увеличении нагрузки происходит снижение физико-механических свойств.

Данный эффект, наблюдаемый другими исследователями и встречающийся в литературных источниках как «размерный эффект», связан с увеличением доли пластической деформации при увеличении нагрузки [114-116]. Другой возможной причиной является микроструктурная неоднородность исследуемых материалов [117-118]. Так, при инденитровании керамических материалов (ZrO2-8Y2O3) установлено, что на измеряемые физико-механические свойства влияет пористость, неоднородность микроструктуры материалов [116, 119].

На рисунке 4.3 приведен сравнительный анализ результатов, полученных во время испытаний двумя способами при нагрузке 30мН.

Кривая индентирования, полученная в результате испытаний ТВО на поперечных срезах (2-й способ), сдвинута вправо относительно кривой F-h, полученной при испытаниях поверхностей оксидного слоя (1й способ). На смещение могут повлиять внутренние напряжения в слое ТВО. Для проверки данного предположения была проведена оценка внутренних напряжений в оксидном слое.

При расчете термических напряжений для образца, который использовался при индентировании поверхности ТВО (1-й способ) было учтено влияние многослойной микроструктуры оксидного слоя, где оксид Al2O3 обозначен как первый слой, слой шпинели NiAl2O3 – второй слой. Физико-механические характеристики слоев ТВО приведены в таблице 4.3. Толщины слоев, согласно результатам СЭМ были приняты следующими h1= 0,7 мкм и h2=0,6 мкм. Значения модуля Юнга в таблице 4.3 взяты по результатам индентирования данной работы. Расчет напряжений производился по формулам (3.13-3.14)

В результате расчета, остаточные напряжения сжатия в слое А12Оз, с учетом реальной толщины и микроструктуры ТВО, а также использования полученных значений физико-механических свойств по результатам индентирования, составили окс=-1,95 ГПа.

Для образца, который использовался при индентировании поперечного среза, остаточные напряжения в слое оксида алюминия определялись по формуле

Анализ напряженно-деформированного состояния в системе ТЗП

Исследование напряженно-деформированного состояния (НДС) системы ТЗП проводились методами математического и численного моделирования с учетом реальной геометрии границы раздела металл/оксид и толщин слоев компонентов системы ТЗП для установленных типов дефектов.

Математическое моделирование

Анализ НДС системы ТЗП для дефекта 1 (R=17 мкм) проводился по упрощенной сферической модели, предложенной A.G. Evans и др. [136]. Согласно данной модели, схематическое представление которой приведено на рисунке 5.11, отслоения ТЗП происходят в результате действия внутренних напряжений, возникающих при формировании слоя ТВО (напряжения роста), и напряжений, обусловленных различием КЛТР слоев (термические напряжения). Толщины слоев были приняты по результатам исследований поперечных срезов Л2 методом СЭМ, физико-механические свойства компонентов системы ТЗП приняты согласно литературным источникам (таблица 5.1).

Напряжения роста. При определении напряжений, возникающих во время роста слоя ТВО, необходимо учитывать соотношение Пиллинга-Бедворда m (таблица 1.4). Для Al2O3 это соотношение составляет m=1,28 [19]. Согласно рассматриваемой сферической модели, напряжения в системе ТЗП определяются с использованием следующих зависимостей

На рисунке 5.12 и в таблице 5.2 приведены результаты расчетов напряжений роста в системе ТЗП в зависимости от радиуса кривизны (г).

Установлено, что на границе раздела ЖСП/ТВО возникают растягивающие напряжения ег 9 9=270 МПа, которые уменьшаются по толщины слоя по мере приближения к слою КТП. Аналогичная тенденция снижения растягивающих напряжений наблюдается для слоя КТП (с 180 МПа до 165 МПа). Следует отметить, что уровень напряжений овв в данных слоях достаточно высокий, что может являться одной из причин разрушения ТЗП (предел прочности на растяжение в=257 МПа для А12О3, для ZrO-Y203 предел в находится в пределах от 11-15 МПа). В целом уровень значений о„. и овв в системе ТЗП хорошо согласуется с экспериментальными и расчетными результатами других авторов (Глава 1, таблица 1.5).

Термические напряжения. Напряжения, вызванные разностью коэффициентов теплового линейного расширения, на границе ЖСП/ТВО определяются по формуле

Максимальные значения напряжений сжатия 0&Г-1385 МПа установлены в слое ТВО. Значения авв несколько уменьшаются по мере удаления от слоя ЖСП. При этом окружные растягивающие напряжения еггг=360 МПа превышают предел прочности на растяжение (Глава 1, таблица 1.3), что может привести к разрушению ТВО. Разрушение по верхней границе раздела ТВО/КТП (рисунок 5.9, б) объясняется высоким уровнем растягивающих напряжений, выявленным в слое КТП (-200 МПа).

Данная модель позволяет определить критическую толщину ТВО, при которой произойдет разрушение системы ТЗП

В результате расчетов hKp = 7,4мкм, что согласуется с результатами исследований поперечных срезов образцов Л2, где на участках с большей толщиной ТВО ( 7,4 мкм) наблюдается разрушение КТП.

Таким образом, результаты расчетов свидетельствуют о том, что данная модель может быть применена для расчета критической толщины ТВО и проведения оценочных расчетов напряжений роста и термических напряжений в системе ТЗП для локализации возможной области разрушения. Однако, применяемая для расчета модель Evans A.G. и др. [136] является упрощенной и не учитывает геометрию границ разделов компонентов ТЗП, скорость охлаждения и эффекты ползучести слоя ЖСП. Анализ НДС в системе ТЗП с учетом ползучести жаростойкого подслоя проводился методом конечных элементов (МКЭ).

Исследование НДС с использованием метода конечных элементов

Для решения поставленной задачи была предложена конечно-элементная модель, представленная на рисунке 5.14. Модель основана на использовании 8-ми узлового элемента второго порядка для представления повторяющего сегмента ТЗП, состоящего из четырех слоев: металлическая подложка - монокристаллический никелевый сплав ЖС32, жаростойкий подслой - NiCoCrAl, защитный оксидный слой А1203 постоянной толщины hтво=l мкм синусоидальной геометрии с длиной волны L=50 мкм и амплитудой а=10мкм, керамическое теплобарьерное покрытие Zr02-Y203. Расчеты выполнялись согласно модели обобщенного плоского деформированного состояния. Значения констант ползучести приняты согласно литературным данным при использовании закона Нортона є = 3on (таблица 5.4).

В тексте приняты следующие обозначения: граница раздела ЖСП/ТВО - нижняя граница, граница раздела ТВО/КТП - верхняя граница.

Исходные данные для расчетов принимались согласно таблице 5.1. Расчетная модель включает более 30000 тысяч конечных элементов с более мелкой дискретизацией в области границ слоев ТЗП, при использовании следующих граничных условий:

1 перемещение в направлении оси х,их=0 для узлов, расположенных на одной из граней сегмента, что соответствует симметричным граничным условиям;

2 перемещение в направлении оси х одинаково для всех узлов, расположенных на противоположной грани сегмента;

3 перемещение в направлении оси у, uу= 0 для узлов, расположенных на границе металлической подложки;

4 идеальный контакт между ЖСП слоем и металлической подложкой.

Исследования системы ТЗП были направлены на определение влияния режимов охлаждения и геометрии границы раздела на уровень напряжений в слоях теплозащитной системы.

Цикл термического воздействия, общей продолжительностью 23ч задавался следующим образом: нагрев откомнатной температуры до 1100С со скоростью 30С-мин", выдержка при 1100 С в течение 19 часов, охлаждение до комнатной температуры с различными скоростями. Предполагалось, что в любой момент времени температура всех элементов была одинаковой.

Влияние режимов охлаждения

Для исследования влияния скорости охлаждения на НДС системы ТЗП в расчетах варьировались скорости охлаждения от 1,5С-мин до 2000С-мин-1. Режим охлаждения со скоростью уохч=1,5Смин1 был принят в качестве базового. Дополнительно был рассмотрен случай быстрого охлаждения (1000С мин"1) от температуры охлаждения 800С (АТ=780С).

ТЗП без дефекта от скорости охлаждения

В результате моделирования системы ТЗП без дефекта (рисунок 5.14, а), установлено, что изменение скорости охлаждения незначительно влияет на уровень напряжений в слое ТВО (рисунок 5.15). Максимальные напряжения сжатия 3мах=-1565 МПа возникают наверхней границе раздела (ТВО/КТП) при средней скорости охлаждения (30С-мин_1), на нижней границе раздела 3мах=-1495 МПа возникают при охлаждении с максимальной скоростью (2000Смин"1). Данные значения превышают на 3,7% и 6,8% соответственно значения 3, полученных при использовании базового режима охлаждения. Также установлено, что результаты расчета при быстром охлаждении от температуры 800С практически не отличаются от результатов при охлаждении со скоростью 30С-мин1 - различие в значениях 3 от базового режима составляет менее 4%.