автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Разработка способов повышения технологических и эксплуатационных свойств сплавов и покрытий с В2 структурами

На правах рукописи

0034478 1А

ПУГАЧЕВА Наталия Борисовна

РАЗРАБОТКА СПОСОБОВ ПОВЫШЕНИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ СПЛАВОВ И ПОКРЫТИЙ С В2 СТРУКТУРАМИ

05 02 01 - материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

О 2 ОКТ 2008

Томск - 2008

003447814

Работа выполнена в Институте машиноведения Уральского отделения Российской Академии Наук

Официальные оппоненты

доктор технических наук, профессор Потехин Борис Алексеевич доктор технических наук, профессор Батаев Владимир Андреевич

Ведущая организация Магнитогорский государственный технический университет

Защита состоится "_21" ноября 2008 г в _14_ ч 30 мин на заседании диссертационного совета Д 003 038 02 при Учреждении Российской Академии Наук «Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН», г Томск, пр Академический, 2/4

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Учреждения Российской Академии Наук «Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН», г Томск

доктор технических наук

Кашин Олег Александрович

им. Г И Носова, г Магнитогорск, Челябинская область

Автореферат разослан "/-/" "___200 <f г

Ученый секретарь диссертационного совета д ф.-м н , профессор

В И Данилов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Повышение качества продукции машиностроения невозможно без создания и широкого внедрения в производство новых материалов и ресурсосберегающих технологий Ужесточение условий эксплуатации деталей и узлов машин выдвигает требования использования сложной системы легирования сплавов, когда введение определенного химического элемента обеспечивает формирование структуры, наилучшим образом отвечающей требованию сочетания высоких технологических и эксплуатационных свойств Такие материалы, как правило, состоят из нескольких фаз (структурных составляющих), существенно отличающихся по своим физико-химическим свойствам За счет удачного сочетания количественных параметров фазовых составляющих удается получать материалы с уникальными свойствами

Особую роль в многофазных сплавах и покрытиях играют упорядоченные структуры, которые придают этим материалам уникальные свойства Исследования Г В Курдюмова, Б Г Лившица, М А Кривоглаза, J1Е Попова, Б А. Колачева, А А Смирнова, Э В Козлова, Н А Коневой, В С Литвинова, Б А Гринберг, В Г Пущина и др позволяют выделить общие свойства для упорядоченных интерметаллидных фаз, благодаря которым обеспечиваются такие эксплуатационные характеристики сплавов, как повышенная износостойкость, жаропрочность, стойкость к воздействию агрессивных окислительных сред и т п

Среди 244 известных фаз с кристаллической решеткой В2, упорядоченной по типу CsCl, одни могут существовать в соответствующих сплавах в определенных температурных интервалах (в системе CuZn только при температурах ниже 454 -468°С), а другие - вплоть до температур плавления (в сплавах систем Fe-Al, Ni-Al, Co-Al) В первой группе сплавов способность В2 фазы разупорядочиваться при нагреве позволяет легко деформировать их в процессе технологической обработки (легированные латуни), а также изменять в требуемом направлении структуру и свойства за счет соответствующей термической обработки Во второй группе жаростойкие интерметаллиды FeAl, NiAl, CoAl являются термически стабильными, структурные изменения в них связаны с изменением химического состава

Несмотря на эти различия, В2 фазы в различных системах имеют много общего они обеспечивают высокие значения твердости, прочности и износостойкости сплавов, что предопределяет их практическое применение Легированные (а+р)-латуни с содержанием р'-фазы CuZn не менее 30 об % используют для изготовления деталей машиностроения, работающих в условиях износа, в том числе и в коррози-онно-активных средах Интерметаллиды NiAl, CoAl, FeAl являются основой современных жаростойких покрытий, используемых для защиты поверхности лопаточного аппарата газотурбинных двигателей (ГТД), эксплуатируемых в максимально жестких условиях нестационарного воздействия высоких рабочих температур (вплоть до 1300°С) и высокоскоростного газового потока продуктов сгорания топлива За счет создания композиции «сплав-покрытие» высокая жаропрочность сплава-основы (современных легированных жаропрочных сталей и никелевых сплавов) сочетается с жаро- и коррозионной стойкостью поверхности

Современная тенденция повышения степени легирования, а также микролегирование сплавов и покрытий с целью повышения эксплуатационных свойств обусловливают их сложный фазовый состав с обязательным присутствием химических соединений с сильной ковалентной связью между атомами, таких как силициды, бо-риды, карбиды и т п Эти соединения имеют, как правило, сложные кристаллические решетки, обладают высокими значениями твердости, повышенной хрупкостью, существенно отличаются от металлических составляющих сплавов по теплофизиче-ским и механическим свойствам, поэтому часто именно они являются центрами зарождения микротрещин в процессе деформации под действием механических или термических нагрузок В окружении малопластичных упорядоченных структур небольшие отклонения общего количества, размеров и формы частиц силицидов, бо-ридов или карбидов, а также особенности их кристаллического строения могут играть ведущую роль в деградации свойств структурно-неоднородных материалов В композиции «сплав-покрытие» сплав-основа и покрытие представляют собой две отдельные гетерофазные системы, взаимодействующие друг с другом в процессе эксплуатации Для обеспечения высоких технологических и эксплуатационных свойств важно установить влияние различных факторов (химического состава, режимов термической и химико-термической обработки) на структурные изменения, связанные со сложными процессами взаимодействия всех структурных составляющих легированных сплавов с упорядоченными фазами, а также композиций «сплав-покрытие»

В работах В Е Панина, С Г Псахье, С Г Соколкина, В Э Вильдемана, Ю Г Яновского, П В Макарова, С В Смирнова и др показаны возможности моделирования процессов деформации, разрушения, нагрева структурно-неоднородных материалов с использованием современных программных комплексов (ПК) В основе такого моделирования должны быть заложены количественные характеристики микроструктуры и экспериментально определенные значения свойств всех структурных составляющих сплавов и покрытий (нормальный модуль упругости Е, "»■'ротвер-дость, функциональная зависимость сопротивления деформации «а —> е» и др ) Перспективными, с точки зрения определения in situ свойств структурных составляющих сплавов и покрытий, представляются методы, основанные на результатах микроиндентирования

Цель диссертационной работы состоит в создании технологических основ формирования структур сплавов и покрытий с В2 фазами за счет корректировки химического состава при выплавке и выбора режимов термической обработки промышленных латуней, химико-термической обработки сталей, фехралей, жаропрочных никелевых сплавов и изделий из них

Для достижения данной цели в работе были поставлены и решены следующие научно-технические задачи

1 Систематически исследовать влияние химического состава и режимов термической обработки на структуру, морфологию, химический состав фаз и свойства легированных (а+Р)-латуней с целью обоснования способов повышения их технологических и эксплуатационных свойств

2 Изучить особенности изменения структуры и физико-механических свойств сплавов системы Fe-Cr-Al (фехралей) при термодиффузионном алитировании, обеспечивающем формирование упорядоченной В2 фазы (Fe,Cr)Al

3 Исследовать влияние концентрации алюминия, кремния и бора на защитные свойства, а также склонность к растрескиванию при термоциклировании жаростойких покрытий на основе В2 фаз

4 На основе обобщения результатов исследований разработать новые жаро-, коррозионно-, термо- и эрозионностойкие покрытия для сталей и никелевых сплавов

5. Разработать экспериментально-расчетный метод исследования локализации пластической деформации и разрушения гетерофазных материалов при их нагруже-нии, учитывающий их реальную микроструктуру и основанный на использовании результатов микроиндентирования для определения свойств отдельных структурных составляющих

Научная новизна работы заключается в следующем

1 Установлена структурно-наследственная связь промышленных легированных (а+Р)-латуней с используемыми для их легирования алюминиевыми сплавами, заключающаяся в образовании во всех исследованных марках латуней силицидов M5S13 (где М - Fe, Мп и/или Ni), центрами формирования которых являются соединения а - (Fe2SiAl<;) и р - (FeSiAb) алюминиевых сплавов

2 Разработаны режимы термической обработки легированных (а+|3)-латуней, позволяющие регулировать количество и морфологию В2 фазы P'-CuZn, а также образование L¡0 мартенсита в латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 с целью повышения технологических и эксплуатационных свойств

3 Разработаны составы насыщающих порошковых смесей и режимы термодиффузионного алитирования тонких лент сплавов Fe-Cr-Al для получения жаростойких материалов с принципиально новым комплексом физико-механических свойств за счет создания гетерофазной структуры, состоящей из феррита и В2 фазы (Fe,Cr)Al

4 Обоснованы пути повышения долговечности высокотемпературных покрытий на основе В2 фазы NiAl за счет фиксированного содержания кремния на уровне 2 мае %, легирования бором или комбинирования нескольких слоев, отличающихся химическим и фазовым составом и нанесенных разными способами

5 Предложен экспериментально-расчетный метод исследования локализации пластической деформации и разрушения гетерофазных материалов при их нагру-жении, учитывающий их реальную микроструктуру и основанный на использовании результатов микроиндентирования для определения свойств отдельных структурных составляющих

На защиту выносятся следующие основные положения

1 Экспериментально установленные диапазоны химических составов и режимов термической обработки промышленных (а+3)-латуней, позволяющие регулировать технологические и эксплуатационные свойства сплавов за счет

- изменения марочного интервала содержания алюминия в пределах 5-6 мае % для

стабильного образования В2 фазы в количестве не менее 15 об % в латуни

ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1,

- ограничения концентрации железа не выше 2 мае %, что гарантирует формирова-

ние частиц силицидов (Ре,Мп)581з размерами не более 40 мкм,

- охлаждения на воздухе из р-области (при температурах выше 760°С) для получе-

ния дисперсной (а+Р)-структуры без дополнительных выдержек в двухфазной

области,

- закалки из Р-области, сопровождаемой мартенситным превращением, с после-

дующим отпуском при 270°С, 4 часа для повышения износостойкости латуни

ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1

2 Особенности формирования микроструктурных характеристик (формы и условий выделения В2 фазы (Ре,Сг)А1) и физико-механических свойств (твёрдости, удельного электросопротивления, удельной намагниченности насыщения, модуля Юнга, плотности, жаростойкости) тонких лент промышленных сплавов Ре-Сг-А1 при термодиффузионном алитировании в контейнерах с порошковой смесью и в вакуумной камере из газовой фазы

3 Составы порошковых насыщающих смесей и режимы термодиффузионного алюмосилицирования и апюмоборосилицирования сталей и никелевых сплавов, а также составы комбинированных покрытий на жаропрочных никелевых сплавах, позволяющие повысить их жаро- и термостойкость, а также сопротивление газовой коррозии за счет ограничения концентрации в покрытии на уровне 2 мае %, легирования бором до 1 мае % и последовательного нанесения диффузионных и напыляемых слоев

4 Экспериментально-расчетный метод исследования локализации пластической деформации и разрушения гетерофазных материалов при их нагружении, основанный на использовании результатов микроиндентирования для определения свойств отдельных структурных составляющих

Практическая значимость диссертационной работы

1. Установленные зависимости объемной доли и размера структурных составляющих промышленных (а+Р)-латуней от их химического состава и режима термической обработки, а также расчЬты параметров НДС в процессе моделирования осадки и обработки резанием с использованием результатов микроиндентирования для определения свойств структурных составляющих легли в основу разработки практических рекомендаций по корректировке химического состава и режимов термообработки, обеспечивающих повышенные технологические и эксплуатационные свойства, реализованных на ОАО «Ревдинский завод по обработке цветных металлов» (г Ревда, Свердловская область), НПО «БИТЕК» (г Екатеринбург) и ОАО АВТОВАЗ (г Тольятти, Самарская область)

2. Полученные в работе экспериментальные данные по влиянию термодиффузионного алитирования на структуру и физико-механические свойства тонких лент из сплавов Ре-Сг-А1 позволили разработать технологию получения материала с принципиально новым комплексом свойств, в том числе, технологию изготовления

металлического блока нейтрализатора выхлопных газов двигателя внутреннего сгорания (ДВС) повышенной жаростойкости и прочности (патент РФ на изобретение № 2080458), принятую к производству на Уральском электрохимическом комбинате (г. Новоуральск, Свердловская область)

3 Разработана серия новых порошковых составов для термодиффузионного нанесения легированных алюминидных покрытий на стали и жаропрочные никелевые сплавы (авторские свидетельства на изобретения №№ 1059923, 1349323, 1777385) и технологические режимы химико-термической обработки с учетом оптимальных режимов упрочняющей термической обработки конкретного сплава Разработанные покрытия в течение более 20-тн лет применяются в турбинах стационарных газоперекачивающих агрегатов для магистральных газопроводов ГТН-16, ГТН-16М1 и ГТН-25 производства ЗАО «Уральский турбинный завод» (г Екатеринбург) с суммарной наработкой несколько сотен тысяч часов Покрытия успешно выдержали натурные испытания в ряде судовых (ЦНИИ «Прометей», г С -Петербург, Южный турбинный завод «Заря», г Николаев, Украина) л авиационных газотурбинных двигателей (ПО им П И Баранова, г Омск), а также в турбокомпрессорах наддува мощных дизелей (ПО «Пенздизельмаш», г. Пенза)

4 Результаты исследований используются в учебном процессе при чтении лекций студентам кафедры «Материаловедение, технический контроль в машиностроении и методика профессионального обучения» Российского государственного профессионально-педагогического университета (г Екатеринбург), а также при выполнении дипломных работ

Работа обобщает результаты исследований, выполненных автором в период 1985-2007 годов в лаборатории диффузионных покрытий отдела технологии поверхностного упрочнения и защитных покрытий Центрального научно-исследовательского института материалов (ЦНИИМ) и лаборатории микромеханики материалов Института машиноведения Уральского отделения Российской академии наук (ИМАШ УрО РАН, г Екатеринбург). Исследования выполнены в соответствии с Постановлениями Совета Министров СССР № 212 от 11 02 86, планами важнейших работ Минтяжмаш СССР, планами фундаментальных исследований ИМАШ УрО РАН, в рамках хозяйственных договоров с ПО «Турбомоторный завод» (г Екатеринбург), ЦНИИ «Прометей» (г. С -Петербург), ПО им П И Баранова (г Омск), ПО «Пенздизельмаш» (г Пенза), Уральским электрохимическим комбинатом (г Новоуральск, Свердловская область), ОАО «Ревдинский завод по обработке цветных металлов» (г Ревда, Свердловская область) и другими предприятиями, а также при поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (проекты № 0401-00882 и №04-01-96112)

Достоверность результатов исследований и выводов обеспечена использованием современных методов структурного анализа и исследования физико-механических свойств, воспроизводимостью результатов эксперимента и сравнением с литературными данными, практическим использованием и патентоспособностью разработанных сплавов и покрытий

Личный вклад автора состоит в постановке целей и задач, разработке методологии исследования, интерпретации результатов и формулировке всех основных положений, определяющих научную новизну и практическую значимость работы Основные эксперименты автор диссертации выполнила в творческих коллективах, что отражено в авторских составах опубликованных работ, в качестве ответственного исполнителя или руководителя тем

Апробация результатов работы. Основные результаты исследований, обобщенных в диссертационной работе, доложены и обсуждены более, чем на 50 региональных, всероссийских, всесоюзных и международных научно-технических конференциях, семинарах и совещаниях, в том числе Всесоюзных конференциях по ХТО металлов и сплавов (г. Дрогобыч - 1984 г, г Ворошиловград - 1988 г), VIII - XI, XIV, XV, XVII - XIX Уральских школах металловедов-термистов (1983, 1985, 1987, 1989, 1998, 2000, 2004, 2006, 2008 г г), Всесоюзном совещании по тепловой микроскопии (Москва, 1986 г), Всесоюзном съезде технологов-машиностроителей (г. Москва, 1989 г), II Международном семинаре по катализу (Новосибирск, 1997 г), Международном конгрессе, посвященном 300-летию Уральской металлургии (г Екатеринбург, 2001 г), Всероссийской конференции с международным участиям, посвященной 100-летию со дня рождения проф М П Марковца (г Москва, 2002 г), III и VI Российских научно-технических конференциях по физическим свойствам металлов и сплавов (г Екатеринбург, 2005 и 2007 г г), VIII Международном симпозиуме по фазовым превращениям в твердых растворах и сплавах (г Сочи, 2005 г), XVI и XVII Российских конференциях с международным участием по неразрушающему контролю (г Екатеринбург, 2003 и 2005 г г), XVI Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (г Самара, 2006 г), Международной конференции по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (г Томск, 2006 г), XVII Петербургских чтениях по проблемам прочности (г С -Петербург, 2007 г), V Всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (Екатеринбург, 2008)

За разработанные диффузионные защитные покрытия на основе алюминидов (Ni,Co,Fe)Al присуждена бронзовая медаль ВДНХ (1996 г), за разработку технологии и освоение производства блокирующего кольца синхронизатора коробки передач автомобиля ВАЗ - серебряная медаль лауреата международной выставки Ме-талл-Экспо-2007

Публикации. По результатам проведенных исследований опубликовано 62 печатных работы, в том числе одна коллективная монография, 24 статьи в реферируемых журналах, 25 статей в тематических сборниках, 3 авторских свидетельства на изобретение и один патент Российской Федерации, 4 учебно-методических пособий (список основных публикаций приводится в конце автореферата)

Структура и объём работы. Диссертация состоит из введения, пяти разделов, заключения и списка цитируемой литературы, который включает 295 наименований Работа содержит 310 страниц машинописного текста, в том числе132 рисунка, 46 таблиц, 4 приложения

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении обоснована актуальность решаемой проблемы использования структурных превращений при термической и химико-термической обработке для формирования В2 фаз с целью повышения износостойкости, жаро- и коррозионной стойкости сплавов и покрытий Показаны возможности методов прогнозирования эксплуатационной долговечности этих материалов с использованием компьютерного моделирования Излагаются задачи исследования, показана научная, практическая значимость и новизна работы, сформулированы основные положения, выносимые на защиту

Первый раздел диссертационной работы «Особенности строения, физико-механические свойства и методы исследования гетерофазных сплавов и покрытий с В2, DOз, LI2 фазами» В нем проведен анализ работ, посвященных влиянию этих ин-терметаллидов на структуру и свойства сплавов и покрытий Показано, что В2, DO¡, L12 структуры тесно связаны друг с другом, поскольку участвуют в превращениях при термической обработке или изменении химического состава сплавов

Дана общая характеристика материалов с В2, D03 и Ll¡ структурами. (а+Р)-латуней, жаростойких сплавов систем Fe-Al и Fe-Al-Cr, жаропрочных никелевых (У+Т') сплавов, Р- и (P"hO сплавов и покрытий систем Ni(Co)-Cr-Al-Y Рассмотрено влияние механизмов формирования жаростойких алюминидных покрытий на их структурные особенности, а также влияние различных легирующих элементов на защитные свойства, сформулированы основные пути повышения их фазовой и структурной стабильности

Раскрыты возможности использования моделирования с помощью современных ПК в изучении процессов пластической деформации и разрушения структурно-неоднородных материалов Показана необходимость базирования такого моделирования на зависимостях сопротивления деформации "а-г", определенных in situ для каждой структурной составляющей по результатам микроиндентирования Дан обзор работ современных ученых С И Булычева, В П Алехина, Ю И Головина и др , разработавших методы определения упругих и пластических свойств материалов по результатам непрерывного микроиндентирования конуса или четырехгранной пирамиды Виккерса

Анализ литературных данных позволил сформулировать основные тенденции развития путей повышения служебных свойств легированных сплавов и покрытий с В2 структурами, выбрать методы исследования строения и свойств этих материалов

Во втором разделе диссертации «Материалы и методы исследования» даны характеристики исследованных материалов, методов испытаний и исследований В работе исследованы промышленные деформируемые износостойкие (а+Р)-латуни марок ЛС58-2, ЛС59-1, ЛМцКНС 58-3-1,5-1,5-1, ЛМцСКА 58-2-2-1-1, ЛМцАЖН 593,5-2,5-0,5-0,4 и ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1, эксплуатируемые при климатических температурах в условиях контактного трения или абразивного изнашивания, жаростойкие сплавы Fe-Cr-Al (фехрали), используемые для нагревателей бытовых приборов и термического оборудования, после термодиффузионного алитирования, стали 35,

15Х, 12Х18Н9Т, ЭИ69 и жаропрочные никелевые сплавы (ЭИ929, ЖС6У, ЦНК-7, ЭП539, ЧС70-ВИ и др) с жаростойкими покрытиями на основе В2 фаз

Основным методом нанесения покрытий выбрано термодиффузионное поверхностное насыщение в порошковых смесях в контейнере с плавким затвором В качестве поставщиков алюминия и кремния использованы порошки промышленных ферросплавов (мае %) Fe-50A1, Fe-75Si, Fe-75Si-6(La, Ce), а также специально разработанных комплексных сплавов Fe-Al-Si-(La,Ce) Для легирования алюмосили-цидных покрытий бором в смесь добавляли порошок карбида бора В4С

Разработку технологии неконтактного газофазного алитирования блоков - носителей катализатора в системе нейтрализации отработавших газов ДВС, изготовленных из ферритных сплавов Fe-Cr-Al, проводили на специально сконструированной установке, позволяющей производить химико-термическую обработку в вакууме и в протоке инертного газа

Измерения микротвердости и толщины покрытий выполняли на микротвердомерах ПМТ-3 и Leica VM НТ AUTO по стандартным методикам Для построения кривых нагружения по восстановленному отпечатку на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузках от 0,5 до 1 Н осуществляли внедрение конусов из твердого сплава ВК-5 с углами при вершине 90° и 120° в структурные составляющие сплавов и покрытий

Твердость сплавов по Роквеллу определяли на твердомере TP 5006 стальным шариком при нагрузке 1000 Н, по Виккерсу - при нагрузках от 10 до 600 Н на приборе Akashi, который позволяет проводить измерения при температурах до 1000°С Для определения модуля упругости использовали формулу

где А - площадь проекции отпечатка, мм2, íÜLl - податливость испытательной маши-

ны (величина обратная жесткости), V, V,, Е, Е, - коэффициенты Пуассона и модули упругости материала образца и индентора, соответственно Приняты следующие значения VI и Е, для алмазной пирамиды Виккерса у,=0,07, Е1=1141 ГПа

Кинетическое индентирование осуществляли на специально сконструированной лабораторной установке на базе микротвердомера ПМТ-3 с выводом информации на персональный компьютер, оснащенный программным обеспечением для обработки результатов эксперимента Жесткость прибора определяли экспериментально по результатам тестовых испытаний на алмазной пластине

Механические испытания (растяжение при 1„сп=25, 700, 900 и 950°С, малоцикловая усталость при 1исп=900°С) образцов из жаропрочных никелевых сплавов с покрытиями выполняли на универсальной испытательной машине типа 1251 фирмы "ШЗТЯОЫ" по стандартным методикам Длительную прочность образцов с покрытиями оценивали на испытательной машине АИМА-5 при напряжении 250 МПа и температуре 900°С

Е =

(1)

Стойкость покрытий к растрескиванию при смене температур определяли по результатам термоциклирования образцов по двум режимам 1 - нагрев до 900°С, выдержка 15 мин , охлаждение в холодной воде, 2 - нагрев до 1100°С, выдержка и охлаждение такие же За критерий термостойкости покрытий выбраны количество циклов до появления первых трещин и количество трещин на единице длины поверхности

Плотность сплавов оценивали прецизионным методом путем гидростатического взвешивания образцов на воздухе и в жидкости с известным значением плотности Для определения удельного электросопротивления был выбран метод амперметра и вольтметра Магнитные свойства сплавов Fe-Cr-Al исследовали с помощью вибрационного магнитометра (точность измерения ~5 %) и магнитоизмерительного комплекса REMAGRAPH С-500 (точность измерения ~3 %)

Испытания на жаростойкость осуществляли при 900, 950 и 1200°С на спокойном воздухе (в печной атмосфере) с промежуточным охлаждением с печью и взвешиванием образцов в предварительно прокаленных алундовых тиглях Длительность испытаний варьировалась от 100 до 1000 часов

Коррозионные испытания проводили по ускоренной методике в расплаве смеси сульфата и хлорида натрия и в средах, имитирующих продукты сгорания топлива судовых ГТД и стационарных энергетических установок при 700, 800 и 900°С

Эрозионную стойкость оценивали по уменьшению веса образцов после испытаний при комнатной температуре на газоабразивной центробежной установке с использованием кварцевого песка фракции < 0,63 мм (угол атаки 30°, средняя скорость вылета частиц 130 м/с)

Испытания механической прочности алитированных блоков нейтрализаторов выполняли на гидравлическом прессе при осевом нагружении пуансоном диаметром 30 мм Фиксировалось усилие, при котором начинается деформация блока ("теле-скопирование" или смятие)

Эксплуатационные испытания рабочих и направляющих турбинных лопаток с разработанными покрытиями проводили на газокомпрессорных станциях магистральных газопроводов в газотурбинных установках (ГТУ), а также в серийных корабельных и авиационных турбинах

Металлографические исследования структуры сплавов и покрытий выполняли на микроскопах Neophot-21, Epiquant Для количественной металлографии использовали анализатор изображения Epiquant, а также программный комплекс Materials Workstation микротвердомера Leica VM НТ AUTO

Электронно-микроскопические исследования тонких фольг на просвет выполняли с помощью электронного микроскопа JEM-200CX. Съемку дифрактограмм при рентгеноструктурном анализе проводили на дифрактометре ДРОН-2,0 в излучении СиКа, СоКа и СгКа. Микрорентгеноспектральные исследования выполняли с помощью анализаторов САМЕВАХ, JEOL и TESCAN с использованием программ для определения химического и стехиометрического состава фаз

Дилатометрические исследования выполняли на дилатометре Шевенара (саморегулирующемся, с фотозаписью) с использованием образцов размером 2x3x50 мм) и 1x3x50 мм

Локализация пластической деформации и разрушение структурных составляющих сплавов исследованы оригинальным экспериментально-расчетным методом, который включает следующие основные этапы 1) построение диаграмм вдавливания конических инденторов в структурные составляющие, 2) идентификацию коэффициентов в определяющих соотношениях с помощью компьютерного моделирования процесса внедрения индентора, 3) построение геометрической модели микроструктуры материала по оцифрованным металлографическим данным, 4) расчет распределения параметров НДС в процессе осадки и обработки резанием, 5) проведение физического эксперимента

Моделирование процесса вдавливания конического индентора осуществляли с использованием программного комплекса (ПК) "ПЛАСТ-СОЕР" Перемещаемый индентор представляли как абсолютно жесткое тело, а неподвижный испытуемый сплав наделяли свойствами упруго-пластичной среды, в упругой области подчиняющейся закону Гука, а в пластической - упрочняющейся в соответствии со степенным законом

где а и в - эмпирические коэффициенты На поверхности контакта учитывается действие закона трения Амонтона-Кулона-

где, ттр - напряжение трения, ц - коэффициент трения, Р - удельное давление

Задавали различные значения коэффициентов а и с в уравнении (2), в ходе расчета получали зависимости усилия деформирования Р от глубины внедрения индентора А, которые сравнивали с экспериментальной кривой нагружения структурных составляющих После этого в ПК ЗЦЦ^иса строили поверхность для функции ошибки, которую рассчитывали по формуле

где Рр и Р} - расчетное и экспериментальное усилия соответственно, И, - глубина внедрения индентора при различных нагрузках, п - число экспериментальных точек Коэффициентами, описывающими действительную кривую сопротивления деформации, считали ту их пару, которая дает глобальный минимум функции ошибки

Для построения геометрической модели структуры материала использовали метод ситуационного моделирования Монте-Карло в качестве случайно генерируемой величины выбраны координаты точек шлифа, в которых фотографировали микроструктуру По фотоснимкам задавали геометрию представительного объема микроструктуры сплава, который подвергался нагружению На рисунке 1 а показана геометрическая модель участка микроструктуры латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 с сеткой конечных элементов

0=а е\

(2)

(3)

Для более точной передачи нагрузки на выбранный представительный объём микроструктуры вокруг него размещали однородный буферный слой, который наделяли усреднёнными свойствами сплава, полученными при растяжении стандартных образцов (рисунок 1 б). В пределах центральной ячейки структурные составляющие наделяли соответствующими механическими свойствами, полученными по результатам микроиндентирования.

а б

|—| - межфазный слой;

I I - а- твердый раствор цинка и легирующих элементов в меди; НИ - (а ; ($') - колонии;

В - силициды (Fe,Mn)sSi3;

Рисунок 1 - Общий вид расчетной геометрической модели структуры сплава ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 : а - центральная ячейка; б- общий вид ансамбля

При испытаниях образцов латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-! на осадку (вплоть до возникновения на образцах диагональной скалывающей трещины) определяли степень деформации образца в момент разрушения Лр по формуле:

А =21п — ,,,

р Л, > (5)

где h0\\ht- высота образца до и после испытания соответственно.

Постановку задачи определения НДС представительного объёма сплава ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 при обработке резанием осуществляли с помощью ПК "COSMOS/M". Определяли следующие параметры НДС: - показатель напряженного состояния к:

, V3а

где а- среднее нормальное (гидростатическое) напряжение, as - интенсивность напряжений (сопротивление деформации); при к > 0 напряженное состояние характеризуется преобладанием растягивающих напряжений, а при к < 0 - сжимающих;

- накопленная степень деформации сдвига Л, определяемая как сумма приращений дЛ на шаге нагружения'

где Д£у - компоненты тензора приращений пластической деформации

Расчеты термонапряженного состояния сотовой конструкции металлического блока-носителя каталитического нейтрализатора при нагреве от 20 до 600 и 900°С были проведены с помощью ПК АЫ8У8-8,0 Моделирование нагрева выполнено на 1/32 части фильтра в виде сегмента, при этом рассматривали только два последних наружных витка ленты и кожух из нержавеющей стали 12Х18Н10Т, наиболее термически и механически нагруженные Последовательный расчет НДС проводили на сетках треугольных конечных элементов в упругой области Для моделирования тепловых процессов на поверхностях лент принят нагрев за счет конвективного теплообмена Результатами расчета являются значения температур, деформаций и напряжений в узловых точках сетки

В третьем разделе «Особенности структурообразования (а+р)-латуней в зависимости от химического состава и режимов термической обработки» представлены результаты анализа структуры, химического и фазового состава легированных (а+Р)-латуней, занимающих на диаграмме Си^п положение от 34 до 47 мае % 2п (рассчитано значение эквивалентного содержания цинка с учетом цинковых эквивалентов Гийе для легирующих элементов) Деформируемая латунь марки ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 после стандартного режима термообработки (прессование при 740°С + отжиг 480°С, 3 ч) содержит наименьшее количество р'-фазы со структурой В2 (от 7 до 24 об %), а латунь марки ЛМцАЖН 59-3,5-2,5-0,5-0,4 - максимальное ее количество (от 78 до 94 об %) Поскольку эти сплавы находятся вблизи границ между однофазными и двухфазными областями, незначительные отклонения химического состава в пределах марочного интервала приводят к изменению количественного соотношения фаз и, как следствие, нестабильным технологическим и эксплуатационным свойствам, например, существенно отличающимся обрабатываемости резанием и износостойкости

Показано, что все исследованные латуни содержат, кроме основных фаз а-твердого раствора легирующих элементов в меди и Р'-фазы на основе электронного соединения Си2п (В2), силициды (Бе,Мп,N1)5813 Даже сплавы ЛС58-2, ЛС59-1, ЛМцСКА 58-2-2-1-1 и ЛМцКНС 58-3-1,5-1,5-1, в которых железо и кремний присутствуют в примесных количествах, характеризуются наличием силицидов, частицы которых равномерно распределены по объему сплава и имеют форму глобулей размерами от 1 до 5 мкм или игл длиной от 20 мкм (рисунок 2)

Обязательное присутствие силицидов в латунях марок ЛС58-2, ЛС59-1 и ЛМцАЖН 59-3,5-2,5-9,5-0,4 обусловлено структурно-наследственной связью с используемыми для легирования латуней алюминиевыми сплавами Выполненные исследования показали, что не только во вторичном, но и в первичном алюминии присутствуют примеси Ре и 81, которые практически не растворимы в твердом алюминии и образуют тройные промежуточные фазы а - (Ре251А16) и р - (Ре81АЬ), распола-

(7)

гающиеся по границам зерен в виде прослоек, а также в виде отдельных включений внутри зерна. Объемная доля таких включений в первичном алюминии марок АО, А5, А6, А7 составляет около 2 об. %, а во вторичном - 6 об. %.

Рисунок 2 ~ Микроструктура исследованных (а+(3)-латуней после прессования при 740°С и отжига 480°С, 3 часа: а - ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1; б - ЛС 59-1; в - ЛМцСКА 58-2-2-1-1; г- ЛМцАЖН 59-3,5-2,5-0,5-0,4

Сравнительный анализ химического состава фаз в латуни ЛМцАЖКС 70-7-52-2-1, содержащей наибольшее количество силицидов, показал, что при использовании для легирования алюминия разной степени чистоты состав а- и Р'-фаз сохраняется постоянным, изменяется только состав и размеры силицидов. При увеличении содержания Fe и Si в алюминиевом сплаве возросла доля крупных (более 150 мкм) частиц (Fe,Mn)5Si3, появились аномально крупные диаметром до 1-2,5 мм частицы-конгломераты (рисунок 3 а), которые характеризуются неоднородностью по химическому составу. Внутри них зафиксированы центры, обогащенные железом и алюминием, по химическому составу соответствующие тройному химическому соединению a-(Fe2SiAl6). Это обстоятельство позволяет представить их как зародыши начала кристаллизации силицидов. С другой стороны увеличилось количество силицидов MnsSi3, имеющих характерное для эвтектики "скелетообразное" строение (рисунок 3 б).

Результаты количественного анализа структуры латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-22-1 с различным содержанием алюминия (5,0 - 5,62 мае. %) показали, что небольшое увеличение его концентрации приводит к увеличению количества упорядоченной Р'-фазы в структуре этой марки латуни примерно на 5 об. %, что обеспечивает устойчивую износостойкость сплава, а также повышение коррозионной стойкости. Последнее особенно важно для эксплуатации колец синхронизатора коробки передачи

автомобилей, изготавливаемых из этого сплава, при использовании более дешевых моторных масел.

Увеличение количества железа в латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 (от 1,59 до 2,94 мае. %) приводит к росту объемной доли частиц силицидов на 7 об %. При этом заметно меняется соотношение количества частиц (Ре,N111)5813 различной формы: с ростом содержания железа в сплаве существенно (почти в 2 раза) увеличилась доля частиц округлой и лепестковой формы, размеры который превышают 50 мкм.

а 2 мм 5 100 мкм

Рисунок 3 - Морфология частиц (Ре,Мп)531з в латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1, выплавленной с использованием вторичного алюминия: а - частица-конгломерат; эвтектические силициды Мп581з

Наличие укрупненных силицидных частиц ухудшает эксплуатационные свойства изделия. В процессе горячего прессования или последующей штамповки латуни часто наблюдается растрескивание игольчатых частиц силицидов, длина которых превышают 50 мкм (рисунок 4 а). Для равноосных частиц размерами более 50 мкм характерно возникновение пор и отслоений на границе "крупный силицид - матрица" (рисунок 4 б).

100 мкм 200 мкм

Рисунок 4 - Повреждение латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 при обработке резанием: а) растрескивание силицида; б) образование пор на межфазной границе

В производственной практике присутствие крупных твердых частиц (Ре.Мп^з в приповерхностных слоях сплава может приводить к повышенному износу прессового инструмента, а при обработке резанием - к выкрашиванию как самого обрабатываемого материала, так и режущего инструмента

Проведенные исследования показали, что количественные характеристики силицидов в легированных (а+(3)-латунях можно контролировать за счет химического состава сплава, главным образом, за счет ограничения содержания железа, а количество и морфология а- и р'-зерен могут корректироваться в процессе термической обработки (таблица 1)

Таблица 1 - Влияние скорости охлаждения на количество фаз

в (а+Р)-латунях, об %

Марка Условия охлаж- а Р' М5513 РЬ НИВ

латуни дения из р-области

ЛМцАЖКС с печыо 56-82 7-24 10-20 1 -2 68

70-7-5-2-2-1 на воздухе 35-40 33-43 10-20 1-2 76

в воде 8-12 60-78 10-20 1-2 84

ЛМцСКА с печью 45-48 43-45 5-10 1-2 57

58-2-2-1-1 на воздухе 30-32 56-58 5-10 1-2 70

в воде 2-3 86-88 5-10 1-2 80

ЛМцКНС с печью 60-90 0-30 5-8 0,6-1,4 60

58-3-1,5-1,5-1 на воздухе 30-45 40-60 5-8 0,6-1,4 74

ЛМцАЖН 59- на воздухе 2-15 78-94 3-5 1-2 80

3,5-2,5-0,5-0,4

В легированной латуни марки ЛМцАЖН 59-3,5-2,5-0,5-0,4, имеющей после прессования практически однофазную В2 структуру, в производственных условиях существует опасность растрескивания заготовок в процессе хранения Для обеспечения формирования пластичной а-фазы в количестве не менее 5 об % достаточно изменить марочный интервал содержания цинка с 32,3 - 36,7 до 31,8 - 36,2, а также ввести после прессования обязательное старение при 450 - 480°С (в двухфазной (а+Р)-области) длительностью не менее 3 часов с остыванием на воздухе Такого количества а-фазы достаточно для обеспечения релаксации внутренних напряжений в заготовках и исключения возможности их растрескивания

При нагреве и выдержке (а+Р)-латуней с меньшим эквивалентным содержанием цинка, чем в сплаве ЛМцАЖН 59-3,5-2,5-0,5-0,4, в двухфазной области (в интервале температур 500 - 700°С) в неупорядоченной р-фазе происходит образование крупных частиц а-твердого раствора, размеры которых могут достигать 300 мкм в длину (рисунок 2 б, в) Такая грубозернистая структура нежелательна с точки зрения механической обрабатываемости сплава. С одной стороны, удлиненные зерна мягкого а-твердого раствора способствуют налипанию сплава на инструмент, с другой - крупные зерна В2 фазы, обладающей повышенной твердостью, могут приводить к преждевременному износу инструмента

Нагрев и выдержка в однофазной области неупорядоченной Р-фазы (температуры 780 - 820°С) с последующим охлаждением на воздухе позволяют получать бо-

лее дисперсную структуру (рисунок 5 а, б). Быстрое охлаждение из однофазной |3-области в воде для большинства исследованных марок латуней приводит к формированию В2 фазы по всему объему сплава, мелкодисперсные частицы а-фазы успевают выделиться лишь по границам зерен в количестве менее 2 об. % (рисунок 5 в).

в 100 мкм г 50 мкм

Рисунок 5 - Микроструктура (а+Р)-латуней после выдержки при 800°С,15 мин. и охлаждения с разными скоростями: а) ЛС59-1; б, в) ЛМцСКА 58-2-2-1-1; г) ЛМц-АЖКС 70-7-5-2-2-1; а, б) - охлаждение на воздухе; в, г) охлаждение в воде

Повышенная легированность сплава ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 обусловливает более сложные превращения при закалке. Во-первых, при выдержках в температурном интервале 780 - 820°С происходит перераспределение легирующих элементов между фазовыми составляющими этого сплава, в результате чего Р-фаза обогащается марганцем и кремнием, становится возможным образование мелкодисперсных (менее 0,1 мкм) силицидов Мп531з, упрочняющих сплав (рисунок 6 б). При нагреве и выдержке при более низких температурах в интервале 760-770°С изменения химического состава р-фазы и силицидов не происходит, не обнаружено и присутствие после закалки дисперсных частиц Мп58)'з. Повышение температуры нагрева под закалку до 900°С приводит к образованию по границам Р-зёрен скелетообразных скоплений частиц Мп5813, характерных для продуктов эвтектического превращения (Ь—>Р+ Мп58Ь). Во-вторых, при охлаждении латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 в воде

происходит образование Но мартенсита (обозначен М на рисунках 5 г и 6 а). В-третьих, по границам р'-зёрен успевают выделиться мелкие частицы а - фазы (рисунок 5 г), которые вполне могут способствовать релаксации закалочных напряжений, предохраняя детали от растрескивания.

Отпуск закалённой латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 при температурах 260-270°С приводит к превращению Ь10—>В2, о чём свидетельствуют результаты рентге-ноструктурных и дилатометрических исследований. После отпуска при 270°С наблюдали мартенситные кристаллы более совершенной формы с чёткими границами и внутренним строением (рисунок 6 в). Между ними появились прослойки (З'-фазы.

Рисунок 6 - Электронно-микроскопические изображения структуры сплава ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1: а, б) закалка от 800С в воде; в) закалка от 800°С и отпуск при 270°С, 4 ч

Результаты расчетов распределения параметров НДС при моделировании процессов осадки и резания показали, что максимальные растягивающие напряжения локализуются преимущественно в непосредственной близости от границ с силицидами, а сжимающие напряжения - в центральных областях структурных составляющих (таблица 2). Для центральной части силицидов, как и для а- и (р'+а)-зерен, характерно наличие зон затрудненной деформации (минимальные значения Л). Чем большие размеры имеют зёрна или частицы однотипных структурных составляющих, тем более неоднородная деформация возникает как в рамках отдельных зёрен (частиц), так и в сплаве в целом. Кроме того, при увеличении размера включения увеличивается градиент изменения параметров НДС, что влечет за собой возникновение остаточных напряжений, способствующих разрушению хрупких фаз.

С увеличением размера равноосных частиц (Ре,Мп)551з область затрудненной деформации становится больше, а уровень накопленной степени деформации А в этой зоне меньше. Результаты моделирования совпадают с результатами физических экспериментов: наиболее неблагоприятными, с точки зрения деформируемости и вероятного образования трещин, являются крупные включения (Ре,Мп)581з игольчатой формы, а также крупные (более 80 мкм) равноосные частицы, для которых характерно отслоение по межфазной границе (рисунок 4 б).

Таблица 2 - Значения параметров НДС для частиц силицидов разной формы после моделирования обработки резанием_

Параметр (Ре,Мп)5813 (Ре,Мп)<813 МП5$13 Мп^з

НДС равноосные игольчатые равноосные игольчатые

Внут- Наруж- Внут- Наруж- Внут- Наруж- Внуг- Наруж-

ренняя ная гра- ренняя ная гра- ренняя ная гра- реняя на гра-

граница ница граница ница граница ница граница ница

А тах 0,37 0,92 0,5 2,0 0,22 0,32 0,54 1,2

min 0,08 0,4 0,02 1,0 0,13 0,24 0,3 0,5

тах +2,0 +3,2 +1,0 +4,4 +0,1 +1,25 +0,1 +1,6

k min -2,2 -3,8 -1,0 -1,4 -0,9 -0,4 -1,5 -2,4

S* 3 9 6 И 1 2 1 2

тах +2,2 +1,7 +1,2 +3,3

Q min -3,8 -3,5 -4,0 -2,3

п** 0,33 0,06 0,4 0,56

*g - количество узлов на поверхности частицы силицидов, где действуют растягивающие напряжения, т е к>0,

** п - доля поверхности частицы силицидов, на которой должно быть расслоение по межфазной границе, определялась по соотношению количества узлов поверхности, для которых <2>0, к общему числу узлов поверхности частицы (С} - условная величина возможных отслоении по межфазной границе)

Таким образом, показано, что в случае существования упорядоченной В2 фазы в определенном температурном интервале, как например в (а+р)-латунях, возможно с помощью термической обработки регулировать ее количество и морфологию, изменяя свойства сплавов Особое внимание при этом следует уделять количеству и морфологии силицидов (Ре,Мп)581з, как наиболее хрупкой составляющей сплавов Исключить образование крупных частиц (Ре,Мп)5Б1з удается путем ограничения содержания железа в сплаве не более 2 мае. %

В четвертом разделе «Влияние термодиффузионного алитирования тонких лент сплавов Ре-Сг-А1 на их структуру и физико-механические свойства» представлены результаты исследования формирования В2 структуры и изменения свойств тонких лент из промышленных фехрапей после термодиффузионного алитирования В исходном состоянии ленты имеют характерную для деформированных сплавов структуру (рисунок 7 а)

Термодиффузионное алитирование в контейнерах с порошковой смесью на основе порошка сплава Ре-А1-81-РЗМ при температурах 850-900°С приводит к градиентному распределению алюминия по сечению ленты с концентрацией его на поверхности до 30 мае % Внешний слой представляет собой упорядоченный по типу СбС1 алюминид (Ре,Сг)А1 толщиной 10-15 мкм, под ним - слой а-твердого раствора на основе железа с доменами упорядочения В2 или £>0? толщиной около 5-7 мкм Центральную часть ленты составляет неупорядоченный а-твёрдый раствор, легированный хромом и алюминием (рисунок 8)

в г 200 нм

Рисунок 7 - Микроструктура сплава Х15Ю5 в исходном состоянии (а) и после али-тирования до 12 мае. % А1 (б - г): а, б - светлопольные изображения, в - микродифракция; г-темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе (100)в2

а-тв.'р-р--

! (1-е,С'г)-,Л1 -

^ (1'е.Сг)Л1

*

•Л

20 мкм

(Ре,Сг)А1

Рисунок 8 - Микроструктура покрытия по толщине ленты из сплава Х15Ю5 после алитирования в контейнере с порошковой смесью на основе ферросплава Ре-А1-8н РЗМ при температуре 850°С, 4 часа

Последующие высокотемпературные выдержки приводят к интенсивному перераспределению алюминия по толщине ленты после 40-часовой выдержки в печи при температуре 1050°С образцов, предварительно алитированных в контейнере с порошковой смесью на основе сплава Ре-А1-8ьРЗМ при температуре 850°С в течение 4 часов, концентрация алюминия выравнивается до уровня 18 мае % по всей толщине ленты

Насыщение алюминием при более высоких температурах (1000 - 1100°С) в вакуумной камере позволяет получать равномерное увеличение содержания этого элемента по всей ее толщине Уже при 8 мае % А1 зафиксировано образование первых микродоменов с В2 структурой, которые при 12 мае % алюминия укрупняются и образуют более массивные скопления (рисунок 7 б - г)

Равномерное увеличение концентрации алюминия по толщине ленты не приводит к такому же по значениям снижению содержания хрома, что вызывает увеличение ее толщины на 5 - 7 мкм (таблица 3) Неоднозначно изменилась плотность сплава <} можно отметить общую тенденцию к ее уменьшению Увеличиваются значения модуля нормальной упругости (жесткость), а также прочность этих сплавов, что особенно важно для тонкостенных нагревателей

Таблица 3 - Химический состав и свойства сплавов Ре-Сг-А1 после алитирования

№ Содержание, мае % Толщина ленты, мкм Л, кг/м3 Е, ГПа НУ 0,05, МПа Кол-во гибов до разрушения Р. мкОм м

А1 Сг

1 5 14 50,4 7502,1 188 3200 78 1,496

2 7 13 52,3 7363,7 - 3800 30 1,702

3 8 13 53,5 7130,3 - 4100 28 1,913

4 9 13 54,2 6639,7 - 4400 26 1,894

5 10 12,5 54,4 6454,8 222 4800 20 1,851

6 12 12,2 54,2 6550,0 - 5200 18 1,949

7 13 12 54,7 6454,8 234 5400 15 2,014

8 14 12 54,5 6641,4 - 5600 13 1,672

9 15 11,5 55,0 6637,5 - 5800 10 1,666

10 16 11,2 56,8 6622,5 258 6200 8 1,913

11 17 11 56,9 5668,5 - 6400 5 2,463

12 24 9 57,1 5626,4 262 7200 1 2,495

С ростом концентрации алюминия в сплавах Ре-Сг-А1 возрастает твердость, но падает пластичность Определённый запас пластичности обеспечивает окружающий В2 домены феррит, однако с уменьшением его доли в общем объеме сплава происходит охрупчивание Начиная с 14 мае % алюминия, растрескивание после испытаний на изгиб происходит существенно быстрее, а при 24 мае % сплав ломается после первого изгиба

Для сохранения удовлетворительной пластичности сплавов Ре-Сг-А1 следует выбирать режим ХТО, который должен обеспечивать повышение содержания А1 не более чем до 12 - 13 мае %. Это осуществимо при температуре алитирования в ин-

тервале (1000 - 1050)°С и выдержках не более 4 часов в вакуумной камере. При али-тировании уже готового изделия, условия эксплуатации которого не предусматривают воздействия механических нагрузок, например, нагревателей, вполне возможно проводить насыщение до более высоких (14-20 мае. %) концентраций А1.

С увеличением содержания алюминия в ленте значения удельного электросопротивления (р) сплавов Ре-Сг-А1 в целом увеличиваются при некотором падении вблизи состава, характерного для стехиометрии упорядоченной фазы (Ре,Сг)А1. При увеличении содержания алюминия до 13 мае. % наблюдается понижение удельной намагниченности насыщения а5, обусловленное увеличением содержания немагнитной компоненты (А1). При концентрации алюминия 14 мае. % удельная намагниченность насыщения увеличивается, что связано с образованием зёрен В2 алюминида (Ре,Сг)А1 по всей толщине ленты.

Повышение концентрации алюминия в ленте Х15Ю5 за счет алитирования до 8 мае. % увеличивает время наступления стадии катастрофического окисления (ткр.) при температуре 1200°С до 70 ч., а при 10 мае. % алюминия - до 110 ч., т.е. на порядок по сравнению с исходным состоянием (10 ч).

Полученные результаты позволили предложить процесс алитирования лент из сплавов Ре-Сг-А1 для изготовления блоков нейтрализаторов двигателей внутреннего сгорания. При этом кроме повышения жаростойкости и электросопротивления (последнее очень важно для быстрого индукционного разогрева блока до температур эффективной нейтрализации) при термодиффузионном алитировании достигается прочное сцепление гофрированной и плоской лент сотовой конструкции нейтрализатора по механизму диффузионной сварки (рисунок 9). Необходимое для этого давление достигается за счет «разбухания» ленты после алитирования при одновременной жёсткой фиксации наружного диаметра плотно намотанных лент наружным кожухом из нержавеющей стали 12Х18Н9Т толщиной 2 мм. На участках стыка в процессе алитирования рекристаллизованные зерна свободно прорастают из одной ленты в другую (рисунок 9 а).

а б

Рисунок 9 - Микроструктура участков диффузионной сварки лент блока друг с другом (а) и с наружным кожухом (б)

Испытания на осевой сдвиг показали, что в апитированных блоках сотовая конструкция начинает сминаться без сдвига витков относительно друг друга при усилиях 10-16 кН, в то время как у неалитированных блоков "телескопирование" центральной части блока начинается уже при усилиях 5 кН.

Содержание алюминия в блоке и качество диффузионной сварки возможно оценить по изменению массы блока по следующей формуле:

а, =

а, ■ гп\ + Ат

100%,

(7)

где ш 1 и т2 - масса блока, а) и - концентрация алюминия, соответственно, до и после алитирования. Экспериментальные данные по алитированию блоков показали, что прочное сцепление плоской и гофрированной лент в блоке происходит, когда величина привеса Дгп составляет 5 <Агп < 8 %. Такое условие выполняется, когда концентрация алюминия в фехралевой ленте достигает уровня 9,5-10 мае. %.

Расчёты термонапряженного состояния металлического блока нейтрализатора показали, что при нагреве до температуры 900°С участки плоской ленты должны деформироваться (рисунок 10). В гофрированной ленте при нагреве возникают растягивающие напряжения, а в прямой, как и в кожухе, — сжимающие. На участке предполагаемого изгиба ленты интенсивность напряжений минимальна, а расчетные значения напряжений существенно ниже условного предела текучести сплава при 900°С (60 МПа), поэтому не следует ожидать повреждения металла на этом участке. В узлах диффузионной сварки лент, являющихся наиболее важными элементами блока, расчётные значения напряжений при температурах выше 750°С достигают условного предела текучести, однако, в этих узлах преобладают сжимающие напряжения, что наиболее удачно для эксплуатации блока. Значения сжимающих напряжений для узлов, расположенных в элементах кожуха, практически одинаковы по всему сечению и составляют не более 100 МПа.

Серия апитированных блоков успешно выдержала стендовые испытания в составе нейтрализаторов в Центральном научно-исследовательском автомобильном и автомоторном институте (г. Москва), проведенные по методикам, имитирующим пробег автомобиля 80 тыс. км.

Таким образом, показано, что можно существенно изменить физико-механические свойства ферритных сплавов системы Ре-Сг-А1 за счёт формирования упорядоченной В2 структуры после термодиффузионного алитирования. Изменения режима ХТО позволяет получать либо полностью упорядоченную В2 структуру по всему сечению ленты или в тонком приповерхностном её слое, либо домены упорядочения в ферритной основе.

Рисунок 10 - Деформация ленты блока при нагреве до 900°С (пунктиром показано исходное положение ленты)

В пятом разделе «Разработка путей повышения защитных свойств высокотемпературных покрытий на основе В2 интерметаллидов (№,Со,Ре)А1» представлены результаты систематических исследований влияния состава жаростойких покрытий алюминидного класса на их защитные свойства и долговечность при различных условиях эксплуатации. При невысоких рабочих температурах и значительных истирающих нагрузках (например, в золотниковых парах сельскохозяйственных машин из сталей 35, 15Х) для алюминидных покрытий свойственно растрескивание и выкрашивание под действием сил трения и циклических нагрузок (рисунок 11 а). Для таких деталей целесообразно наносить термодиффузионные покрытия в составах малой или средней активности и получать содержание алюминия не выше 20 -24 мае. %. При этом на поверхности деталей образуется достаточно пластичный слой на основе смеси алюминидов В2, йОз и феррита.

а б в

Рисунок 11 - Характер повреждения В2 алюминидных покрытий при эксплуатации: а -покрытие 35А11 на стали 15Х после эксплуатационных испытаний золотниковой пары; б - покрытие 20А1-1081 на лопатках вертолётного ГТД; в - покрытие 30А1-581 на лопатках стационарной ГТУ

Совершенно в других условиях работают покрытия на лопатках стационарных газовых турбин, авиационных и судовых ГТД. На них одновременно воздействуют высокие температуры (порядка 700 - 1000°С), вибрационные нагрузки и агрессивная скоростная газовая среда. Недостатками покрытий на основе В2 алюминида, независимо от метода нанесения, ограничивающими их долговечность, являются склонность к выкрашиванию под действием внешних сил и малая диффузионная стабильность. При высоком содержании алюминия 35 мае. %) и малом запасе кремния (не более 1 мае. %) происходит интенсивное диффузионное взаимодействие со сплавом-основой, что приводит к ускоренному исчерпанию защитных свойств и коррозионному разъеданию поверхности.

Более высокое содержание кремния (до 10 мае. %) в апюмосилицидных покрытиях 20А1-1051 существенно охрупчивает защитный слой, несмотря на довольно низкое содержание алюминия (18-20 мае. %). Это выражается в образовании тер-

1 Здесь и далее по тексту приведены составы покрытий в мае. %.

моусталостных радиальных трещин, которые зарождаются в диффузионной зоне на частицах силицидов (Сг,Т1)5813 и облегчают эрозионное выкрашивание покрытия (рисунок 11 б) Кроме того, необоснованно высокое содержание кремния ускоряет диффузионное взаимодействие сплава и покрытия при эксплуатации в условиях локальных перегревов (до температур выше 1000°С)

При содержании алюминия 30 мае % и кремния 5 мае % трещины зарождаются в диффузионной зоне покрытия (рисунок 11 в) Часто они не распространяются на всю толщину Р-слоя, поскольку при рабочих температурах алюминид №А1 достаточно пластичен Резерв долговечности таких покрытий заключен в оптимизации их состава с целью получения гетерофазной структуры, составляющие которой были бы максимально близки по своим теплофизическим свойствам

Перспективным представлялось получение в алюмосилицидном покрытии вместо силицидов (С^Тт^ь соединений кремния, имеющих кристаллическую решетку, близкую решетке В2 алюминида Из всех известных соединений кремния с металлами, входящими в состав покрытий, с этой точки зрения наиболее подходит Сг^ с кубической решеткой (пространственная группа РтЗп), близкий по свойствам интерметаллидам В2 Получение такого силицида в покрытии позволит, наряду с формированием эффективного диффузионного барьера на границе алюминидного слоя и защищаемого сплава, существенно снизить вероятность образования микротрещин в покрытии

Для реализации возможности формирования силицидов Сг^ при термодиффузионном алюмосилицировании предложено использовать насыщающие смеси, позволяющие регулировать поступление этого элемента в защитный слой, а именно составы на основе порошков комплексных ферросплавов Ре-А1-51 и Ре-А1-51-РЗМ. Применение новых насыщающих смесей позволило не только повысить пластичность диффузионного слоя без потери его защитных свойств, но и расширить температурный интервал ХТО вплоть до 1050°С

Разработанные покрытия при комнатной температуре практически не изменяют временное сопротивление и условный предел текучести защищаемых сплавов, но снижают пластичность, что определяется уменьшением площади поперечного сечения образца на толщину покрытия Являясь пластичными в интервале рабочих температур (700 - 1100)°С, эти покрытия стабилизируют поверхность, затормаживая процесс зарождения трещин, и практически не влияют на малоцикловую усталость

Показано положительное влияние бора на жаро-, коррозионную, эрозионную стойкость алюмосилицидных покрытий, а также на стойкость к растрескиванию при смене температур (таблица 4), которое заключается в следующем

1) В процессе насыщения бор легко диффундирует по междоузлиям кристаллической решетки В2 алюминидов, образуя твердые растворы внедрения, при этом содержание А1 в покрытии уменьшается, тем самым реализуется возможность повышения пластичности покрытия при сохранении высоких защитных свойств,

2) Бор взаимодействует с тугоплавкими элементами с образованием фаз внедрения (боридов, силикоборидов, карбоборидов), которые являются эффективным препят-

ствием для диффузионного взаимодействия сплава и покрытия при высоких температурах эксплуатации;

3) Связывая тугоплавкие коррозионно-активные элементы (Мо, и др.) в коррозионно-стойкие бориды, бор на порядок повышает общую стойкость покрытия к газовой коррозии;

4) Образование боридов Сг2В, имеющих высокую твёрдость и близкие В2 апюми-нидам значения к.т.р., позволило повысить термостойкость защитного слоя, а также способствовало увеличению эрозионной стойкости.

Таблица 4 - Влияние циклических нагревов на растрескивание покрытий

Содержание в покрытии, Сплав Количество цик- Количество трещин на

мае. % основа лов до появления первой трещины единицу длины периметра шлифа после 25

циклов, мм"'

А1 В 900°С П00°С 900 С 1100"С

35 - - ЖС6У 1 1 6,2 6,7

28-30 5 - ЖС6У 5 5 2,7 4,2

28-30 3-4 - ЧС70 7 5 1,9 3,8

26-28 2 - ЖС6У 8 5 1,2 3,5

26-28 2 - ЧС70 10 5 0,7 2,5

26-28 2 1 -2 ЖС6У 10 5 0,5 1,9

26-28 2 1-2 ЧС70 10 8 0,2 1,3

18 10 - ЖС6У I 1 6,5 8,7

Существенного повысить долговечность защитных покрытий возможно за счет последовательного нанесения нескольких слоев различного состава и свойств. При этом недостатки одних покрытий компенсируются достоинствами других. Предложены составы, а также исследованы защитные свойства комбинированных покрытий: первый слой - диффузионный 30А1-28и(Се,Ьа), состоящий из В2 алюми-нида №А1 и силицидов СгзБк второй - напылённый слой №(Со)-Сг-А1-У, представляющий собой смесь В2 фаз с твёрдыми растворами (хрома в у-твёрдом растворе никеля или кобальта); третий - керамический слой УгОз), последние два по-

лучены плазменным (рисунок 12) или атомно-ионным распылением.

100 мкм

Рисунок 12-Микроструктура комбинированного трёхслойного покрытия

Долговечность данных композиций определяется прочностью сцепления слоев, которая существенно повышается за счет диффузионного взаимодействия между ними при рабочих температурах 800 - 1000°С. Наилучшим комплексом свойств обладают комбинированные покрытия (рисунок 13), в которых толщина металлических слоев составляет не менее 30 мкм, а внешнего керамического - около 25 мкм.

Рисунок 13 - Изменение средней скорости коррозии покрытий на сплаве ЭИ929: 1 - диффузионное покрытие 30А1-281 (30 мкм) + плазменное покрытие 92гг02-8¥20з; 2 -диффузионное покрытие 30А1-281 (15 мкм) + плазменное покрытие 67№-20Сг-12А1-1У; 3 -диффузионное покрытие 30А1-281 (60 мкм); 4 - плазменное покрытие 67№-20Сг-12А1-1У + диффузионное покрытие 30А1-281; 5 - диффузионное покрытие 30А1-281 (30 мкм) + плазменное покрытие 67№-20Сг-12А1-1 У + плазменное покрытие 922г02-8У203; 6 - комбинированное покрытие 5 + отжиг в вакууме 1050°С.

Таким образом, повысить долговечность покрытий, основу которых составляет упорядоченная В2 фаза, возможно за счёт микролегирования кремнием и бором в таких количествах, чтобы они образовывали твёрдые растворы и фазы внедрения с кристаллическими решётками и теплофизическими свойствами близкими В2 фазам или за счёт комбинирования слоёв разного химического состава, нанесённых разными методами.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ:

1. Предложен и обоснован экспериментально-расчётный метод исследования локализации пластической деформации и разрушения гетерофазных материалов, учитывающий их реальную микроструктуру и включающий следующие последовательные этапы:

- определение функциональных зависимостей сопротивления деформации для структурных составляющих, расположенных в исследуемом участке шлифа, по результатам микроиндентирования;

- построение геометрической модели исследуемой микроструктуры по оцифрованным металлографическим данным;

- расчет распределения упругопластической деформации и ее локализации в связи с реальной структурой материала при заданных условиях нагружения

Применимость метода проверена на примере деформации латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1. Показано, что этот материал достаточно пластичен Причиной его разрушения являются частицы хрупких силицидов (Ре,Мп)531з с размером более 50 мкм Ниже этого предела микротрещины при осадке и обработке резанием не возникают

2 По результатам исследования влияния химического состава и режимов термообработки промышленных (а+Р)-латуней, выплавленных с применением вторичного сырья, на их структуру и свойства установлено, что

- все исследованные латуни независимо от степени их легирования содержат силициды МзБ^ (где М - Бе, Мп и/или N1), центрами формирования которых являются соединения а - (Ре281А16) и Р - (Ре81АЬ) алюминиевых сплавов,

- стабильность образования В2 фазы в количестве не менее 15 об %, необходимом для износостойкости деталей, может быть обеспечена только при содержании А1 в латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 в пределах 5-6 мае %, что выше уровня, заданного ранее действовавшими техническими условиями,

- концентрация Ие в латуни не должна превышать 2 мае %, что гарантирует формирование частиц (Ре,Мп)581з размерами не более 40 мкм и исключает опасность зарождения микротрещин и разрушения заготовок и деталей

3 Предложены и экспериментально проверены следующие режимы термической обработки латуни и изделий из нее, обеспечивающие получение заданного структурного состояния и технологических свойств

- охлаждение на воздухе из Р-области (выше 760°С) для формирования дисперсной (а+Р)-структуры с размером зерна не более 40 мкм, обеспечивающей высокие технологические и эксплуатационные свойства,

- закалка из Р-области, сопровождаемая мартенситным превращением легированной латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1, с последующим отпуском при 270°С в течение 3 часов для повышения износостойкости

4 Экспериментально установлены особенности изменения микроструктуры и физико-механических свойств лент промышленных сплавов Ре-Сг-А1, используемых для изготовления электронагревателей, при термодиффузионном алитировании, заключающиеся в следующем

- при алитировании в контейнерах с порошковой смесью на поверхности ленты формируется сплошное покрытие, состоящее из В2 фазы (Ре,Сг)А1 с содержанием алюминия 28 - 30 мае % во внешней зоне и доменов В2 фазы в исходном феррите с плавно меняющимся общим содержанием алюминия от 16 мае % на границе с внешней зоной до 6 мае % на границе с основой В процессе эксплуатации в течение 40 часов при 1000°С концентрация алюминия выравнивается и фаза (Ре,Сг)А1 формируется по всей толщине ленты,

- при алитировании в вакуумной камере из газовой фазы лента равномерно по всей толщине насыщается алюминием В ходе насыщения в исходном феррите формируются домены В2 фазы (Ре,Сг)А1 При росте концентрации алюминия до 13 мае

% объем, занятый доменами, растет, и при содержании А1 более 14 мае % В2 фаза занимает весь объем,

- алитирование ленты приводит к увеличению твердости сплава, его удельного электросопротивления, модуля Юнга, жаростойкости, а также к уменьшению плотности Указанное изменение этих показателей позволяет повысить жесткость конструкции нагревателя и способствует повышению долговечности нагревательных систем.

5 На основе систематических исследований структуры и характера эксплуатационной повреждаемости жаростойких покрытий, состоящих из алюминидов разного химического состава (В2 фаз), на конструкционных (35, 15Х), нержавеющей (12Х18Н10Т) и жаропрочной (ЭИ69) сталях, а также на жаропрочных никелевых сплавах (ЖС6У, ЭИ929, ЧС70 и других) предложены способы повышения их долговечности за счет:

- выбора универсального состава насыщающей смеси, позволяющего ограничить концентрацию 81 в покрытии 2 мае %, что способствует формированию в диффузионной зоне покрытия силицидов Сгз81, близких В2 фазе по кристаллическому строению и теплофизическим свойствам, и существенно снизить склонность к растрескиванию покрытий при термоциклировании,

- легирования бором, который при содержании 1 мае % обеспечивает формирование в покрытии боридов Сг2В, близких по теплофизическим свойствам В2 фазе, и повышает жаро-, коррозионную и эрозионную стойкость за счет увеличения термической стабильности покрытия,

- создания комбинированных покрытий на этих же материалах, обеспечивающих повышенную жаро- и коррозионную стойкость, путем термодиффузионного нанесения алюмосилицированного слоя и последующего напыления пластичного металлического слоя ЫьСо-Сг-М-У и теплозащитной керамики гЮ^-УгОз

6 Предложенные разработки реализованы в промышленности с общим экономическим эффектом 20 млн руб путем

- корректировки марочного интервала содержания алюминия и железа для легированных латуней на ОАО «Ревдинский завод по обработке цветных металлов» (г Ревда, Свердловская область),

- выбора оптимальных режимов термической обработки латуней в зависимости от их химического состава на ОАО «Ревдинский завод по обработке цветных металлов», НПО «БИТЕК» (г Екатеринбург) и ОАО «АВТОВАЗ» (г Тольятти),

- разработки технологического процесса изготовления блоков-носителей каталитического нейтрализатора выхлопных газов двигателей внутреннего сгорания повышенной жаростойкости и механической прочности на Уральском электрохимическом комбинате (г Новоуральск, Свердловская область),

- разработки составов порошковых насыщающих смесей и режимов термодиффузионного алюмосилицирования и апюмоборосилицирования деталей из жаропрочных сталей и никелевых сплавов с учетом режима их термической обработки на ОАО «Уральский турбинный завод» (г Екатеринбург), НПО им П И Баранова, (г. Омск), ЦНИИ «Прометей» (г С -Петербург) и ПО «Пенздизельмаш» (г Пенза)

Основные результаты опубликованы в следующих работах:

I Гузанов Б Н , Косицын С В , Пугачева Н.Б. Упрочняющие защитные покрытия в машиностроении - Екатеринбург. УрО РАН, 2004 - 244 с

2. Косицын С В , Гузанов Б Н , Вандышева (Пугачева) Н.Б., Бабынькин А Н Термодинамический анализ газовой фазы при термодиффузионном алюмосилици-ровании//Изв АН СССР Неорган, матер -1985 -Т 21,№9 -С 1579-1582 3 Модифицированное алюмосилицидное покрытие для жаропрочных никелевых сплавов / Б Н Гузанов, С В Косицын, В П Кузнецов, Н.Б. Вандышева (Пугачева) идр //МиТОМ - 1985. -№ 1. - С 21-23.

4. Исследование повреждаемости шликерных алюмосилипидных покрытий в процессе эксплуатации лопаток авиационных ГТД /ЮГ Смирнов, М А Лебедева, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др. // Авиационная промышленность - 1988 -№ 1 - С 68-71

5 Вандышева (Пугачева) Н.Б., Гузанов Б Н , Косицын С В , Пенягина О П Защита никелевых сплавов от сульфатно-хлоридного расплава алюмосилицидным покрытием // Защита металлов -1990 -№2 - С 328-331

6 Пугачева Н.Б., Косицын С В , Бабич Н В Термодиффузионные жаростойкие покрытия на основе ферросплавов с РЗМ//ФизХОМ - 1998 -№4 - С 42-^18

7 С В Косицын, В В Корольков, Н.Б. Пугачева и др Повышение жаростойкости металлических блоков-носителей катализатора методом газофазного алитирования // Кинетика и катализ - 1998 -Т 39,№5 -С 707-712

8 Пугачева П.Б., Косицын С В Особенности разрушения никелевых сплавов с диффузионным алюминидным покрытием при испытаниях на растяжение и малоцикловую усталость//МиТОМ - 1999 -№ 3 -С 25-28

9 Пугачева Н.Б., Тропотов А В , Смирнов С В., Кузьмин О С Влияние содержания железа в легированной латуни ЛМцАЖКС на состав и морфологию силицидов (Ре,Мп)3813 // ФММ - 2000 - Т 89, № 1 - С 62-69

10 Пугачева Н.Б., Мазаева Е С Защитные свойства высокотемпературных комбинированных покрытий//ФизХОМ -2001 -№4 -С 82-89

II Смирнов С В , Пугачева Н.Б,, Тропотов А В , Солошенко А Н Сопротивление деформации структурных составляющих сложнолегированной латуни // ФММ -2001 - Т 91,№2 - С 1-7

12 Смирнов С В , Пугачева Н.Б., Солошенко А.Н , Тропотов А В Исследование пластической деформации сложнолегированной латуни // ФММ. -2002 — Т 93, № 6 - С 91-100

13 АС Овчинников, ЛМ Жукова, Н.Б. Пугачева и др Свойства прутково-проволочной продукции из двухфазных свинцовистых латуней для скоростной обработки резанием на автоматах// Цветные металлы -2008 -№2 -С 91-99

14 С В Смирнов, Н.Б. Пугачева, М В Мясникова и др Микромеханика разрушения и деформации латуни // Физ мезомех - 2004 - № 7, Ч 1 - С 165-168

15 Тропотов А В , Пугачева Н.Б., Рязанцев Ю В , Жукова Л М Исследование остаточных напряжений в изделиях, изготовленных из сложнолегированной латуни // МиТОМ -2006 -№ 1 -С 28-32

16 Пугачева Н.Б. Структура промышленных (а+Р)-латуней//МиТОМ -2007 -№ 2-С 23-29.

17 Пугачева Н.Б., Панкратов А А , Фролова Н Ю , Котляров И В Структурные и фазовые превращения в a+ß-латунях // Металлы - 2006 - № 3. - С. 65-75

18 Пугачева Н.Б., Экземплярова Е О , Задворкин С М Исследование структуры и физических свойств сплавов Fe-Cr-Al // Металлы - 2006 - № 1 - С 68-75

19 Пугачева Н.Б Изменение термической обработкой структуры и свойств сплавов и покрытий с упорядоченной ß-фазой //МиТОМ -2007 -№5 - С 30-36

20 Смирнов С В , Пугачева Н.Б , Мясникова М В Диаграмма предельной деформации силицидов в сложнолегированной латуни // Деформация и разрушение материалов -2006 -№8 - С 34-39

21 Вандышева (Пугачева) Н.Б., Федоров П А , Клюева Н В , Зброжек Р М Многокомпонентные упрочняющие покрытия для высокотемпературных деталей мощных дизелей//Защитные покрытия на металлах -1990 -Вып 24 - С 100-104

22 Пугачева Н.Б. Исследование свойств алитированных блоков нейтрализаторов выхлопных газов двигателей внутреннего сгорания из сплавов Fe-Cr-Al // Вестник УГТУ-УПИ -2006 -№11(82) -С 89-97

23 Гузанов Б Н , Косицын С В , Пугачева Н.Б. Особенности создания и перспективы использования защитных покрытий при нестационарном тепловом и механическом нагружении // Вестник УГТУ-УПИ - 2004 - № 2 (32) - С 224-235

24 С В Смирнов, Н.Б. Пугачева, М В Мясникова и др Микроструюурныеособенности разрушения латуни // Вестник УГТУ-УПИ - 2004 - № 22 (52) - С 89-94

25. АС №1059923 (СССР) Состав для алюмосилицирования изделий П Б Н Гузанов, В Г Сорокин, С В Косицын, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др , // БИ - 1983 -№9 - С 123

26 АС №1349323 (СССР) Состав для алюмосилицирования жаропрочных никелевых сплавов / Б Н Гузанов, С В Косицын, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др , // БИ - 1987 -№7 -С. 118

27 АС №1777385 (СССР) Состав для алюмосилицирования изделий из жаропрочных никелевых сплавов I Н.Б. Вандышева (Пугачева), С В Косицын, П А. Федоров идр,//БИ - 1992 -№11 -С 111

28 Патент № 2080458 (РФ) Способ изготовления металлоблока каталитического нейтрализатора отработавших газов двигателя внутреннего сгорания /АН Арши-нов, С В Косицын, Н.Б. Пугачева и др,//БИ,- 1997 -№15 -С 142

Подписано к печати 20 08 08 Формат 60 х 84/16 Печать офсетная Уел печ л 2 Тираж 100 экз Заказ № 264

Отпечатано в типографии «Уральского центра академического обслуживания» 620219, г Екатеринбург, ул Первомайская, 91

ВВЕДЕНИЕ.

1 Особенности строения, физико-механические свойства и методы исследования гетерофазных сплавов и покрытии на основе интерметаллидов с В2, DO3 и LI2 структурами.

1.1 Строение и свойства интерметаллидов В2, DO3, LI2, их влияние на структуру и свойства сплавов и покрытий.

1.2 Роль поверхностных явлений при эксплуатационном разрушении сплавов и покрытий с интерметаллидными В2, DO3 и L12 фазами.

1.3 Сущность и возможности метода микроиндентирования для исследования упругих и пластических свойств фаз и структурных составляющих сплавов и покрытий.

Выводы по разделу 1 и постановка задач исследования.

2 Материалы и методы исследований.

2.1 Используемые материалы и режимы их обработки.

2.2 Методы испытаний.

2.3 Методы исследований микроструктуры.

2.4 Метод исследования локализации пластической деформации и разрушения гетерофазных материалов при их нагружении, основанный на использовании результатов микроиндентирования для определения свойств отдельных структурных составляющих.

3 Особенности структурообразования (а+р)-латуней в зависимости от их химического состава и режимов термической обработки.

3.1 Особенности фазового состава промышленных (а+Р)-латуней.

3.2 Исследование влияния содержания алюминия и железа на количество фаз в легированных (а+Р)-латунях.

3.3 Влияние режима термической обработки на структуру и свойства (а+Р)-латуией.

3.4 Исследование локализации пластической деформации и разрушения структурных составляющих (а+Р)-латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 расчётно-экспериментальным методом.

Выводы по разделу 3.

4 Влияние термодиффузионного алитирования тонких лент сплавов Fe-Cr-Al на их структуру и физико-механические свойства.

4.1 Исследование влияния режима термодиффузионного алитирования на состав и свойства тонких лент сплавов Fe-Cr-Al.

4.2 Разработка технологии алитирования блоков — носителей каталитического нейтрализатора выхлопных газов двигателя внутреннего сгорания.

4.3 Исследование термических напряжений в металлическом блоке-носителе нейтрализатора выхлопных газов двигателя внутреннего сгорания.

Выводы по разделу 4.'.

5 Разработка путей повышения защитных свойств высокотемпературных покрытий на основе В2 интерметаллидов (Ni,Co,Fe)AL.

5.1. Влияние химического состава и технологии нанесения алюминидных покрытий на характер повреждений при эксплуатации.

5.2. Исследование особенностей деформации и разрушения жаростойких композиций па основе В2 интерметаллидов.

5.3. Разработка технологичных составов порошковых смесей, позволяющих формировать алюминидные покрытия с повышенной термостойкостью.

5.4. Пути повышения долговечности высокотемпературных покрытий па основе В2 алюминидов.

5.4.1. Влияние легирования бором на защитные свойства и стойкость к термическому растрескиванию алюминидных покрытий.

5.4.2. Структура комбинированных высокотемпературных покрытий и их защитные свойства.

Выводы по разделу 5.

Повышение качества продукции машиностроения невозможно без создания и широкого внедрения в производство новых материалов и ресурсосберегающих технологий. Ужесточение условий эксплуатации деталей и узлов машин выдвигает требования использования сложной системы легирования сплавов, когда введение определённого химического элемента обеспечивает формирование структуры, наилучшим образом отвечающей требованию сочетания высоких технологических и эксплуатационных свойств. Такие материалы, как правило, состоят из нескольких фаз (структурных составляющих), существенно отличающихся по своим физико-химическим свойствам. За счёт удачного сочетания количественных параметров фазовых составляющих удаётся получать материалы с уникальными свойствами. Примером могут служить легированные латуни, широко применяемые в машиностроении, которые, с одной стороны, обладают высокими прочностными свойствами и пластичностью, а с другой, повышенной коррозионной и износостойкостью. Медно-цинковые сплавы, легированные алюминием, марганцем, кремнием, свинцом, успешно применяются для изготовления погружных насосов, перекачивающих воду, нефть и другие, зачастую агрессивные, жидкости. В автомобильной промышленности эти сплавы используют для изготовления различных деталей и узлов, работающих в условиях интенсивных истирающих нагрузок нередко в коррозионно-активных средах.

Уникальными свойствами обладают материалы другого класса - жаропрочные стали и никелевые сплавы, система легирования которых позволяет обеспечивать сохранение прочностных характеристик вплоть до температуры 1300°С, характерной для лопаточного аппарата современных газотурбинных двигателей (ГТД). Жаропрочные никелевые сплавы содержат до 15 легирующих элементов, что предопределяет присутствие в них нескольких фаз, которые и обеспечивают сохранение высоких показателей прочности до таких температур. В условиях агрессивного воздействия на поверхность лопаток газового потока продуктов сгорания топлива необходимо сочетать высокую жаропрочность основы с жаро- и коррозионной стойкостью поверхности, что достигается за счёт создания композиции «сплав-покрытие». При этом не только сплав, но и покрытие представляют собой две отдельные гетерофазные системы, взаимодействующие друг с другом в процессе эксплуатации.

Особую роль в многофазных сплавах и покрытиях играют упорядоченные структуры, которые придают этим материалам уникальные свойства. Прежде всего, это высокие значения твердости, прочности и жёсткости, обусловленные локализацией связи атомов в упорядоченной кристаллической решетке, которые сохраняются для многих фаз до высоких температур (вплоть до температур плавления). Для содержащих алюминий фаз характерна высокая стойкость к окислению и высокотемпературной коррозии. Отличительной особенностью упорядоченных фаз LI2 (№зА1), DO3 (РезА1) и В2 (FeAl, CoAl, NiAl) являются низкие коэффициенты диффузии и в результате этого низкие скорости крипа, рекристаллизации и коррозии. Атомное упорядочение может привести к появлению таких свойств, как ферро- н антиферромагнетизм, к изменениям удельного электросопротивления и механических свойств.

В гетерофазных сплавах и покрытиях с упорядоченными структурами немаловажную роль играют количество и морфология химических соединений со значительной долей ковалентной составляющей в химической связи атомов, таких как бориды, карбиды, силициды, нитриды, представляющие собой фазы внедрения. Эти соединения имеют, как правило, сложные кристаллические решётки, обладают высокими значениями твёрдости, повышенной хрупкостью, существенно отличаются от металлических составляющих сплавов по физико-механическим свойствам. Поэтому часто именно они являются центрами зарождения микротрещин в процессе деформации под действием механических или термических нагрузок. В окружении малопластичных упорядоченных структур небольшие отклонения общего количества, размеров и формы частиц силицидов, боридов или карбидов, а также особенности их кристаллического строения могут играть ведущую роль в деградации свойств структурно-неоднородных материалов. С этой точки зрения весьма важными являются исследования влияния различных факторов (химического состава, режимов термической обработки) на структурные изменения упорядоченных фаз и химических соединений.

Особенности термодинамики и кинетики фазовых переходов в многофазных системах, в том числе и с упорядоченными структурами и фазами внедрения, явления спонтанного изменения симметрии, самоорганизации обнаруживают черты универсальности, сходства для самых различных систем. Многофазные сплавы и покрытия с упорядоченными структурами как физический объект имеют важные особенности по сравнению с другими материалами, а изучение явлений в таких сплавах имеет как прикладной, так и общефизический интерес.

Классическим примером упорядочения в ОЦК-решетке является система Cu-Zn, в которой при охлаждении ниже 454 - 468°С р-фаза на основе электронного соединения CuZn упорядочивается по типу CsCl (Р'). Именно эта фаза обеспечивает высокие значения твердости, механических характеристик и износостойкости легированных (а+Р)-латуней, а ее разупорядочение при нагреве позволяет легко деформировать латунь при технологической обработке. Стабильность свойств этих сплавов определяется сохранением исходной, т.е. созданной в результате термической обработки, структуры в процессе технологических операций и при эксплуатации. Латуни используют при невысоких, близких комнатной, температурах, однако при эксплуатации в условиях трения поверхностные слои деталей могут разогреваться, а сплав - претерпевать фазовые превращения. Основной причиной разрушения заготовок и деталей из этих сплавов являются напряжения, возникающие при технологических и эксплуатационных обработках, которые могут привести к нежелательной пластической деформации и нарушению профиля детали или к разрушению. Долговечность изделий из (а+Р)-латуней определяется стабильностью структуры к воздействию напряжений, а именно сохранением количества, размеров и формы частиц каждой из структурных составляющих. В связи с этим актуальным является проведение комплексных исследований влияния различных технологических факторов на количественные характеристики структурных составляющих, особенно в (а+Р)-латунях.

Сплавы систем Fe-Al, Ni-Al и Со-А1 также могут образовывать структуры, упорядоченные по типу CsCl (В2). В отличие от В 2 структуры в латунях (CuZn), фазы FeAl, CoAl, NiAl существуют в широких температурных диапазонах, вплоть до температур плавления. Их присутствие в сплавах не только повышает твердость и износостойкость материала, но и значительно влияет на стойкость к окислению при высоких температурах, что предопределило обязательное их присутствие в высокотемпературных защитных покрытиях. Накопленный огромный объём экспериментального материала по эксплуатации деталей с такими покрытиями показывает, что их долговечность определяется как длительностью сохранения исходного химического состава и структуры, так и пластичностью, стойкостью к термическому растрескиванию и жёсткостью. Если в области обеспечения структурной и фазовой стабильности получены достаточно убедительные результаты за счет легирования В2 фазы кремнием, редкоземельными металлами (РЗМ), то в решении проблемы повышения пластичности, стойкости к растрескиванию при резкой смене температур и жёсткости имеются ещё нереализованные возможности.

Одним из путей существенного повышения долговечности изделий из металлических сплавов является целенаправленное формирование гетерофазной структуры с участием упорядоченных В2 и/или DO3 фаз не только на поверхности, но и в объёме сплава. Такая возможность может быть реализована, например, при термодиффузионном алити-ровании промышленных сплавов Fe-Cr-Al (фехралей), которые являются самыми жаростойкими и используются в качестве нагревателей. Сохранение ОЦК кристаллической решётки до температур плавления этих материалов обеспечивает активное диффузионное проникновение алюминия вглубь сплава и возможность сквозного алитирования изделия и малой толщины (до 0,5 мм). Формирование структуры, состоящей из а-твёрдого раствора алюминия в ОЦК решётке Fe (Сг) и областей (доменов) с упорядоченными DO3 или В2 структурами может способствовать не только повышению жаростойкости, но и значений удельного электросопротивления, что позволит существенно увеличить срок эксплуатации нагревателей, а также жесткости, имеющий важное значение для тонкостенных изделий.

При исследовании многофазных сплавов и покрытий большие возможности заложены в использовании современных программных комплексов (ПК) для моделирования структурных изменений при деформации или нагреве. Разработке методологического подхода к моделированию процессов, происходящих в гетерофазных материалах, посвящены работы В.Е. Панина, С.Г. Псахье, С.Г. Соколкина, В.Э. Вильдемана, Ю.Г. Яновского, П.В. Макарова, В.А. Попова, В.Е. Егорушкина, А.В. Радченко, В.А. Романовой, С.В. Смирнова и др. В основе такого моделирования должны быть заложены количественные характеристики микроструктуры и экспериментально определенные значения свойств каждой из всех структурных составляющих сплавов и покрытий (нормальный модуль упругости Е, микротвёрдость, функциональная зависимость сопротивления деформации «а —> 8» и др.). Перспективными с точки зрения определения in situ свойств структурных составляющих представляются методы, основанные на результатах микроиндентирования.

Цель диссертационной работы состоит в создании технологических основ формирования структур сплавов и покрытий с В2 фазами за счет корректировки химического состава при выплавке и выбора режимов термической обработки промышленных латуней, химико-термической обработки сталей, фехралей, жаропрочных никелевых сплавов и изделий из них.

Для достижения данной цели в работе были поставлены и решены следующие научно-технические задачи:

1. Систематически исследовать влияние химического состава и режимов термической обработки на структуру, морфологию, химический состав фаз и свойства легированных (а+р)-латуней с целью обоснования способов повышения их технологических и эксплуатационных свойств.

2. Изучить особенности изменения структуры и физико-механических свойств сплавов системы Fe-Cr-Al (фехралей) при термодиффузионном алитировании, обеспечивающем формирование упорядоченной В2 фазы (Fe,Cr)Al.

3. Исследовать влияние концентрации алюминия, кремния и бора на защитные свойства, а также склонность к растрескиванию при термоциклировании жаростойких покрытий на основе В2 фаз.

4. На основе обобщения результатов исследований разработать новые жаро-, кор-розионно-, термо- и эрозионностойкие покрытия для сталей и никелевых сплавов.

5. Разработать экспериментально-расчётный метод исследования локализации пластической деформации и разрушения гетерофазных материалов при их нагружении, учитывающий их реальную микроструктуру и основанный на использовании результатов микроиндентирования для определения свойств отдельных структурных составляющих.

Научная новизна работы заключается в следующем:

1. Установлена структурно-наследственная связь промышленных легированных (а+р)-латуней с используемыми для их легирования алюминиевыми сплавами, заключающаяся в образовании во всех исследованных марках латуней силицидов MsSi3 (где М — Fe, Мп и/или Ni), центрами формирования которых являются соединения а -(Fe2SiAl6) и Р - (FeSiAls) алюминиевых сплавов.

2. Разработаны режимы термической обработки легированных (а+Р)-латуней, позволяющие регулировать количество и морфологию В2 фазы P'-CuZn, а также образование LIq мартенсита в латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 с целью повышения технологических и эксплуатационных свойств.

3. Разработаны составы насыщающих порошковых смесей и режимы термодиффузионного алитирования тонких лент сплавов Fe-Cr-Al для получения жаростойких материалов с принципиально новым комплексом физико-механических свойств за счет создания гетерофазной структуры, состоящей из феррита и В2 фазы (Fe,Cr)Al.

4. Обоснованы пути повышения долговечности высокотемпературных покрытий на основе В2 фазы NiAl за счёт фиксированного содержания кремния на уровне 2 мае. %, легирования бором или комбинирования нескольких слоев, отличающихся химическим и фазовым составом и нанесённых разными способами.

5. Предложен экспериментально-расчётный метод исследования локализации пластической деформации и разрушения гетерофазных материалов при их нагружении, учитывающий их реальную микроструктуру и основанный на использовании результатов микроиндентирования для определения свойств отдельных структурных составляющих.

На защиту выносятся следующие основные положения:

1. Экспериментально установленные диапазоны химических составов и режимов термической обработки промышленных (а+Р)-латуней, позволяющие регулировать технологические и эксплуатационные свойства сплавов за счет:

- изменения марочного интервала содержания алюминия в пределах 5-6 мае. % для стабильного образования В2 фазы в количестве не менее 15 об. % в латуни ЛМцАЖКС 707-5-2-2-1;

- ограничения концентрации железа не выше 2 мае. %, что гарантирует формирование частиц силицидов (Fe,Mn)sSi3 размерами не более 40 мкм;

- охлаждения на воздухе из р-области (при температурах выше 760°С) для получения дисперсной (а+Р)-структуры без дополнительных выдержек в двухфазной области;

- закалки из р-области, сопровождаемой мартенситным превращением, с последующим отпуском при 270°С, 4 часа для повышения износостойкости латуни ЛМцАЖКС 70-75-2-2-1.

2. Особенности формирования микроструктурных характеристик (формы и условий выделения В2 фазы (Fe,Cr)Al) и физико-механических свойств (твёрдости, удельного электросопротивления, удельной намагниченности насыщения, модуля Юнга, плотности, жаростойкости) тонких лент промышленных сплавов Fe-Cr-Al при термодиффузионном алитировании в контейнерах с порошковой смесью и в вакуумной камере из газовой фазы.

3. Составы порошковых насыщающих смесей и режимы термо диффузионного алю-мосилицирования и ашомоборосилицирования сталей и никелевых сплавов, а также составы комбинированных покрытий на жаропрочных никелевых сплавах, позволяющие повысить их жаро- и термостойкость, а также сопротивление газовой коррозии за счёт ограничения концентрации Si в покрытии на уровне 2 мае. %, легирования бором до 1 мае. % и последовательного нанесения диффузионных и напыляемых слоев.

4. Экспериментально-расчётный метод исследования локализации пластической деформации и разрушения гетерофазных материалов при их нагружении, основанный на использовании результатов микроиндентирования для определения свойств отдельных структурных составляющих.

Практическая значимость диссертационной работы

1. Установленные зависимости объемной доли и размера структурных составляющих промышленных (а+Р)-латуней от их химического состава и режима термической обработки, а также расчёты параметров НДС в процессе моделирования осадки и обработки резанием с использованиием результатов микроиндентирования для определения свойств структурных составляющих легли в основу разработки практических рекомендаций по корректировке химического состава и режимов термообработки, обеспечивающих повышенные технологические и эксплуатационные свойства, реализованных на ОАО «Ревдин-ский завод по обработке цветных металлов» (г. Ревда, Свердловская область), НПО «БИ-ТЕК» (г. Екатеринбург) и ОАО АВТОВАЗ (г. Тольятти, Самарская область).

2. Полученные в работе экспериментальные данные по влиянию термодиффузионного алитирования на структуру и физико-механические свойства тонких лент из сплавов Fe-Cr-Al позволили разработать технологию получения материала с принципиально новым комплексом свойств, в том числе технологию получения металлического блока нейтрализатора выхлопных газов двигателя внутреннего сгорания (ДВС) повышенной жаростойкости и прочности (патент РФ на изобретение № 2080458), принятую к производству на Уральском электрохимическом комбинате (г. Новоуральск, Свердловская область).

3. Разработана серия новых порошковых составов для термодиффузионного нанесения легированных алюминидных покрытий на стали и жаропрочные никелевые сплавы (авторские свидетельства на изобретения №№ 1059923, 1349323, 1777385) и технологические режимы химико-термической обработки с учетом оптимальных режимов упрочняющей термической обработки конкретного сплава. Разработанные покрытия в течение более 20-ти лет применяются в турбинах стационарных газоперекачивающих агрегатов для магистральных газопроводов ГТН-16, ГТН-16М1 и ГТН-25 производства ЗАО «Уральский турбинный завод» (г. Екатеринбург) с суммарной наработкой несколько сотен тысяч часов. Покрытия успешно выдержали натурные испытания в ряде судовых (ЦНИИ «Прометей», г. С.-Петербург, Южный турбинный завод «Заря», г. Николаев, Украина) и авиационных газотурбинных двигателей (ПО им. П.И. Баранова, г. Омск), а также в турбокомпрессорах наддува мощных дизелей (ПО «Пенздизельмаш», г. Пенза).

4. Результаты исследований используются в учебном процессе при чтении лекций студентам кафедры «Материаловедение, технический контроль в машиностроении и методика профессионального обучения» Российского государственного профессионально-педагогического университета (г. Екатеринбург), а также при выполнении дипломных работ.

Работа обобщает результаты исследований, выполненных автором в период 19852007 годов в лаборатории диффузионных покрытий отдела технологии поверхностного упрочнения и защитных покрытий Центрального научно-исследовательского института материалов (ЦНИИМ) и лаборатории микромеханики материалов Института машиноведения Уральского отделения Российской академии наук (ИМАШ УрО РАН, г. Екатеринбург). Исследования выполнены в соответствии с Постановлениями Совета Министров СССР № 212 от 11.02.86, планами важнейших работ Минтяжмаш СССР, планами фундаментальных исследований ИМАШ УрО РАН, в рамках хозяйственных договоров с ПО «Турбомоторный завод» (г. Екатеринбург), ЦНИИ «Прометей» (г. С.-Петербург), ПО им. П.И. Баранова (г. Омск), ПО «Пенздизельмаш» (г. Пенза), Уральским электрохимическим комбинатом (г. Новоуральск, Свердловская область), ОАО «Ревдинский завод по обработке цветных металлов» (г. Ревда, Свердловская область) и другими предприятиями, а также при поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (проекты № 04-0100882 и №04-01-96112).

Личный вклад автора состоит в постановке целей и задач, разработке методологии исследования, интерпретации результатов и формулировке всех основных положений, определяющих научную новизну и практическую значимость работы. Основные эксперименты автор диссертации выполнила в творческих коллективах, что отражено в авторских составах опубликованных работ, в качестве ответственного исполнителя или руководителя тем.

Основные результаты исследований, обобщённых в диссертационной работе, доложены и обсуждены более, чем на 50 региональных, всероссийских, всесоюзных и международных научно-технических конференциях, семинарах и совещаниях, в том числе: Всесоюзных конференциях по ХТО металлов и сплавов (г. Дрогобыч - 1984 г., г. Ворошиловград - 1988 г.), VIII - XI, XIV, XV, XVII - XIX Уральских школах металловедов-термистов (1983, 1985, 1987, 1989, 1998, 2000, 2004, 2006, 2008 г.г.), Всесоюзном совещании по тепловой микроскопии (Москва, 1986 г.), Всесоюзном съезде технологов-машиностроителей (г. Москва, 1989 г.), II Международном семинаре по катализу (Новосибирск, 1997 г.), Международном конгрессе, посвященном 300-летию Уральской металлургии (г. Екатеринбург, 2001 г.), Всероссийской конференции с международным участиям, посвященной 100-летию со дня рождения проф. М.П. Марковца (г. Москва, 2002 г.), III и VI Российских научно-технических конференциях по физическим свойствам металлов и сплавов (г. Екатеринбург, 2005 и 2007 г.г.), VIII Международном симпозиуме по фазовым превращениям в твердых растворах и сплавах (г. Сочи, 2005 г.), XVI и XVII Российских конференциях с международным участием по неразрушающему контролю (г. Екатеринбург, 2003 и 2005 г.г.), XVI Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (г. Самара, 2006 г.), Международной конференции по физической ме-зомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (г. Томск,

2006 г.), XVII Петербургских чтениях по проблемам прочности (г. С.-Петербург, 2007 г.), V Всероссийской конференции «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (Екатеринбург, 2008).

За разработанные диффузионные защитные покрытия на основе алюминидов (Ni,Co,Fe)Al присуждена бронзовая медаль ВДНХ (1996 г.), за разработку технологии и освоение производства блокирующего кольца синхронизатора коробки передач автомобиля ВАЗ - серебряная медаль лауреата международной выставки Металл-Экспо-2007.

По результатам проведенных исследований опубликовано 62 печатных работы, в том числе одна коллективная монография, 24 статьи в реферируемых журналах, 25 статей в тематических сборниках, 3 авторских свидетельства на изобретение и один патент Российской Федерации, 4 учебно-методических пособия (список основных публикаций приводится в конце автореферата).

Диссертация состоит из введения, пяти разделов, заключения и списка цитируемой литературы, который включает 295 наименований. Работа содержит 310 страниц машинописного текста, в том числе 132 рисунка, 46 таблиц, 4 приложения.

Выводы по разделу 5

1. По результатам систематического анализа характера повреждений применяемых в промышленности высокотемпературных покрытий на основе В2 фаз установлено, что:

- в широком интервале температур эксплуатации основной причиной снижения долговечности исследованных покрытий является растрескивание при смене температурного режима, облегчающее последующее выкашивание под действием внешних сил. Химический состав современных покрытий этого класса обеспечивает высокие показатели защитных свойств (жаро-, коррозионной и эрозионной стойкости), однако, нарушение их сплошности приводит к тому, что покрытия не могут в полной мере реализовать весь свой потенциал. Термические трещины были зафиксированы в диффузионных покрытиях состава 35Al-1 Si, 30Al-5Si и 20Al-10Si, а также в электронно-лучевых покрытиях Co-Ni-Cr-Al-Y после эксплуатации в различных условиях (на лопатках авиационных и судовых ГТД, а также стационарной газовой турбины ГТН-16). Зарождение трещин происходит по границам фаз с разными кристаллическими решётками и существенно отличающимися тепло-физическими свойствами - частиц силицидов М^з и В2 интерметаллида NiAl в диффузионных покрытиях и на межфазной границе (Ni,Co)Al и у-твёрдого раствора хрома и никеля в кобальте в напыляемых покрытиях;

- для повышения стойкости термодиффузионных покрытий к растрескиванию при термо-циклировании рекомендовано ограничить содержание в них кремния интервалом 1-3 мае. % с целью формирования силицидов IV^Si, имеющих кубическую кристаллическую решётку и теплофизические свойства, близкие В2 фазам. При этом необходимо обеспечивать уровень защитных свойств (жаро- и коррозионную стойкость) не хуже, чем у покрытий с более высокой концентрацией кремния;

- термодиффузионное алюмосилицирование в порошковых смесях имеет несомненное преимущество перед шликерным методом, поскольку обеспечивает формирование равномерных по толщине и химическому составу покрытий за счёт контролируемого поступления алюминия и кремния в поверхностные слои сталей и никелевых сплавов, которое возможно организовать за счёт выбора составов металлического порошка и активатора, а также режима ХТО.

2. Испытания образцов жаропрочных никелевых сплавов с термодиффузионными алюмосилицидными покрытиями 35Al-lSi, 30Al-5Si, 28Al-2Si, 28Al-2Si-lP3M на растяжение и малоцикловую усталость показали, что:

- при комнатной температуре покрытия на основе В2 фазы NiAl являются хрупкими и начинают растрескиваться при относительной деформации образца 0,3 %. При этом трещиГ ны в покрытиях не инициируют разрушение всего образца, прочность которого определяется свойствами сплава-основы;

- при температуре 900°С покрытия на основе В2 фазы NiAl являются пластичными, полностью сохраняются после разрушения образцов и оказывают положительное воздействие на изменение прочностных характеристик за счёт препятствия развитию процессов высокотемпературного окисления поверхности образцов;

- при толщине 50 - 60 мкм термодиффузионные алюмосилицидные покрытия занимают менее 5 % площади поперечного сечения образцов (при диаметре рабочей расти 5 мм), поэтому они не оказывают существенного влияния на изменение механических свойств жаропрочных никелевых сплавов.

3. Разработаны универсальные составы насыщающих порошковых смесей на основе комплексных ферросплавов Fe-Al-Si-РЗМ регламентированного состава и режимы химико-термической обработки конструкционных и жаропрочных сталей, а также жаропрочных ' никелевых сплавов, позволяющие ограничить концентрацию кремния в алюминидных покрытиях на уровне 2 мае. %, что способствует формированию в диффузионной зоне покрытий силицидов CrsSi, близких В2 фазе по кристаллическому строению и теплофизиче-ским свойствам, и существенно снизить склонность к растрескиванию при термоциклиро-вании. Технологическими преимуществами предложенных порошковых смесей являются гарантированное их химическим составом исключение процессов спекания, оплавления порошка, а также локального силицирования поверхности деталей.

4. Экспериментально обосновано положительное влияние бора на защитные свойства (жаро- и коррозионную стойкость), эрозионную и износостойкость, а также стойкость к растрескиванию при термоциклировании высокотемпературных термодиффузионных покрытий на основе В2 алюминидов. Разработаны составы порошковых насыщающих смесей для получения алюминидных покрытий с содержанием бора около 1 мае. %, ' что обеспечивает формирование боридов СггВ, близких по теплофизическим свойствам

В2 фазе покрытия.

6. Исследованы защитные свойства комбинированных покрытий, полученных в результате последовательного нанесения на поверхность сплава-основы термодиффузионного алюмосилицидного покрытия 28Al-2Si-lP3M, обладающего высокой термической стабильностью и жаро-, коррозионной стойкостью, напыляемого плазменным или атомно-ионным методами металлического слоя Ni-Co-Cr-Al-Y, характеризующегося оптимальным сочетанием стойкости к высокотемпературной коррозии и пластичности, а также теплозащитного слоя керамики Zr02-Y203. Показано, что:

- долговечность данных композиций определяется прочностью сцепления слоев, которая существенно повышается за счет диффузионного взаимодействия между слоями при рабочих температурах в интервале (800 - 1000)°С;

- при термодиффузионном алюмосилицировании в порошковой смеси на основе комплексного ферросплава Fe-Al-Si-РЗМ образцов с плазменным покрытием Ni-Co-Cr-Al-Y происходит частичное залечивание микропор поверхностного слоя глубиной 50-60 мкм за счёт диффузии алюминия и кремния;

- лазерный переплав двухслойного покрытия, состоящего из термодиффузионного слоя 28Al-2Si-lP3M и плазменного Ni-Co-Cr-Al-Y, формирует на поверхности образцов однородный защитный слой с мелкодисперсной структурой и равномерным распределением легирующих элементов. Сплав-основа участвует в лазерном переплаве поверхности, поэтому содержание алюминия не превышает 13 мае. %, что положительно сказывается на пластичности покрытия, защитные свойства при этом достаточно высоки. Микротвёрдость переплавленного слоя составляет HV0,05 6800-7200 МПа, что гарантирует высокие показатели эрозионной стойкости;

- максимальной жаростойкостью и стойкостью к высокотемпературной коррозии в расплаве смеси сульфата и хлорида натрия обладает 3-х слойное покрытие: первый слой -диффузионное покрытие 28Al-2Si-lP3M, второй - напылённый слой Ni-Co-Cr-Al-Y; третий - теплозащитное напылённое покрытие Zr02-Y203;

- при термоциклировании трещины, возникающие в диффузионном слое комбинированного покрытия, гасятся пластичным напылённым слоем и не выходят на поверхность. При толщине диффузионного слоя 28Al-2Si-lP3M не более 30 мкм термоциклирование не приводит к образованию в нём трещин, поскольку термические напряжения релаксируют за счёт пластической деформации напылённого слоя и сплава-основы.

7. Разработанные составы порошковых насыщающих смесей на основе комплексных ферросплавов Fe-Al-Si-РЗМ с 1989 года используются па Уральском турбинном заводе (г. Екатеринбург) для защиты поверхности рабочих и направляющих лопаток стационарных газовых турбин ГТН-16 и ГТН-25, которые успешно эксплуатируются в течение заданного ресурса 25-30 тыс. часов.

Комбинированные покрытия используются для защиты поверхности лопаток из жаропрочного никелевого сплава, эксплуатируемых в высокоаргессивной газовой среде при температурах до 1300°С в течение 30 минут. Для упрочнения входных кромок, испытывающих максимальное воздействие скоростного газового потока продуктов сгорания топлива, рекомендовано проведение лазерного оплавления металлических слоёв комбинированного покрытия.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Настоящая работа посвящена исследованию структурообразования в легированных сплавах и покрытиях с упорядоченными В2 фазами, выяснению влияния их химического состава и режимов термической (химико-термической) обработки на формирование структуры и свойств этих материалов в разных условиях эксплуатации; установлении путей повышения их технологических и эксплуатационных свойств, а также разработке технологий создания гетерофазных металлических систем повышенной износо-, эрозионной, жаро-, и коррозионной стойкости. Показано, что, несмотря на различающийся химический состав и существенные отличия условий эксплуатации исследованных материалов, в них проявляются общие закономерности формирования структуры при определённых термических обработках. Строение кристаллических решёток В2 интерметаллидов не зависит от того, какие атомы заполняют эти решётки, и определяет общий комплекс свойств, свойственный только этим фазам. Прежде всего, это повышенная твердость и жёсткость, для содержащих алюминий фаз - жаростойкость и коррозионная стойкость.

Для промышленных (а+Р)-латуней, эксплуатируемых при климатических температурах, важным с точки зрения как технологической обработки (прессование, штамповка, обработка резанием и т.п.), так и долговечности при эксплуатации, определяемой, главным образом, износостойкостью, является формирование гетерофазных структур, сочетающих мягкую пластичную составляющую (а-гвёрдый раствор легирующих элементов в ГЦК решётке меди) с более твёрдыми (В2 фаза CuZn и силициды MsSis). Легированные алюминием (а+Р)-латуни характеризуются повышенной коррозионной стойкостью, определяемой способностью В2 фазы, содержащей алюминий в количествах 5-6 мае. %, образовывать на поверхности плотную защитную плёнку оксида А^Оз. Это же свойство характерно для жаростойких композиций на основе интерметаллидов (Fe,Ni,Co)Al, что предопределило их использование в качестве высокотемпературных защитных покрытий.

Высокая коррозионная стойкость, обусловленная образованием на поверхности деталей тонкой плотной защитной плёнки оксида АЬОз; является первой общей чертой легированных (а+Р)-латуней и жаростойких покрытий на основе В2 алюминидов. Вторая общая черта - матенситное B2—>Llo превращение при быстром охлаждении из однофазной Р-области, которое характерно как для алюминидов (FeNi)Al, так и для легированных ла-туней, содержащих не менее 5 мае. % А1. Третья - высокие показатели износо- и эрозионной стойкости, определяемые присутствием интерметаллидов В2 и силицидов М^з.

В легированных (а+Р)-латунях В2 структуры существуют до температур 454 -468°С, при нагреве происходит разупорядочение 52—>/?/, что позволяет легко деформировать эти сплавы при температурах выше 470°С в процессе технологической обработки давлением (ковки, штамповки, прессования), а также изменять в требуемом направлении структуру и свойства за счет соответствующей термической обработки. В жаростойких покрытиях В2 фазы (Fe,Ni,Co)Al являются термически стабильными, структурные изменения в них связаны с изменением химического состава. Повышенная диффузионная подвижность алюминия в ферритных сплавах ранее считалась недостатком алюминидных покрытий и исключала их применение на данных материалах при высоких температурах. Однако, используя это явление для тонких (55 мкм) лепт сплавов Fe-Cr-Al, удалось реализовать возможность получения высокожаростойкого материала с принципиально новым комплексом физико-механических свойств путём термодиффузионного алюмосилициро-вания. При химико-термической обработке в контейнере с порошковой смесью на основе сплава Fe-Al-Si-РЗМ на поверхности формируется покрытие толщиной около 15 мкм, состоящее из внешнего слоя алюминида FeAl (структура В2) с содержанием алюминия 30 мае. % и переходного слоя (доменов В2 в феррите) на границе со сплавом исходного состава. В процессе выдержек при температурах 900 - 1100°С алюминий равномерно перераспределяется по всей толщине ленты. В результате сплав по всей толщине ленты изменяет свой химический состав, структуру и свойства. После алитирования увеличиваются жаростойкость, удельное электросопротивление и модуль упругости, становится меньше плотность. Высокие значения удельного электросопротивления обеспечивают быстрый разогрев нагревателей до рабочей температуры, а высокий модуль упругости является особенно важным преимуществом для тонкостенных нагревателей, когда значение имеет жёсткость конструкции.

На основе комплексного исследования зависимости структуры и физико-механических свойств тонких лент сплавов Fc-Cr-Al от режимов термодиффузионного алитирования разработана технология изготовления блоков-носителей каталитического нейтрализатора выхлопных газов ДВС повышенной жаростойкости и механической прочности, включающая неразрушающий контроль содержания алюминия и качества диффузионной сварки по изменению массы блоков. Повышенные значения удельного электросопротивления позволяют мгновенно разогревать блоки до рабочей температуры, обеспечивающей максимально полную нейтрализацию выхлопных газов, что является одним из основных требований стандарта Евро-4, который должен вступить в силу в России.

По результатам выполненных исследований были сформулированы следующие выводы но работе:

1. Предложен и обоснован экспериментально-расчётный метод исследования локализации пластической деформации и разрушения гетерофазных материалов, учитывающий их реальную микроструктуру и включающий следующие последовательные этапы:

- определение функциональных зависимостей сопротивления деформации для структурных составляющих, расположенных в исследуемом участке шлифа, по результатам мик-роиндентирования;

- построение геометрической модели исследуемой микроструктуры по оцифрованным металлографическим данным;

- расчёт распределения упругопластической деформации и её локализации в связи с реальной структурой материала при заданных условиях нагружения.

Применимость метода проверена на примере деформации латуни ЛМцАЖКС 70-7-52-2-1. Показано, что этот материал достаточно пластичен. Причиной его разрушения являются частицы хрупких силицидов (Fe,Mn)5Si3 с размером более 50 мкм. Ниже этого предела микротрещины при осадке и обработке резанием не возникают.

2. По результатам исследования влияния химического состава и режимов термообработки промышленных (а+(3)-латуней, выплавленных с применением вторичного сырья, на их структуру и свойства установлено, что

- все исследованные латуни независимо от степени их легирования содержат силициды M5S13 (где М - Fe, Мп и/или Ni), центрами формирования которых являются соединения а

- (Fe2SiAl6) и (3 - (FeSiAb) алюминиевых сплавов;

- стабильность образования В2 фазы в количестве не менее 15 об. %, необходимом для износостойкости деталей, может быть обеспечена только при содержании А1 в латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 в пределах 5-6 мае. %, что выше уровня, заданного ранее действовавшими техническими условиями;

- концентрация Fe в латуни не должна превышать 2 мае. %, что гарантирует формирование частиц (Fe,Mn)sSi3 размерами не более 40 мкм и исключает опасность зарождения микротрещин и разрушения заготовок и деталей.

3. Предложены и экспериментально проверены следующие режимы термической обработки латуни и изделий из неё, обеспечивающие получение заданного структурного состояния и технологических свойств:

- охлаждение на воздухе из р-области (выше 760°С) для формирования дисперсной (а+Р)-структуры с размером зерна не более 40 мкм, обеспечивающей высокие технологические и эксплуатационные свойства;

- закалка из Р-области, сопровождаемая мартенситным превращением легированной латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1, с последующим отпуском при 270°С в течение 3 часов для повышения износостойкости.

4. Экспериментально установлены особенности изменения микроструктуры и физико-механических свойств лент промышленных сплавов Fe-Cr-Al, используемых для изготовления электронагревателей, при термодиффузионном алитировании, заключающиеся в следующем:

- при алитировании в контейнерах с порошковой смесью на поверхности ленты формируется сплошное покрытие, состоящее из В2 фазы (Fe,Cr)Al с содержанием алюминия 28 -30 мас.% во внешней зоне и доменов В2 фазы в исходном феррите с плавно меняющимся общим содержанием алюминия от 16 мае. % на границе с внешней зоной до 6 мас.% на границе с основой. В процессе эксплуатации в течение 40 часов при 1000°С концентрация алюминия выравнивается и фаза (Fe,Cr)Al формируется по всей толщине ленты;

- при алитировании в вакуумной камере из газовой фазы лента равномерно по всей толщине насыщается алюминием. В ходе насыщения в исходном феррите формируются домепы В2 фазы (Fe,Cr)Al. При росте концентрации алюминия до 13 мае. % объем, занятый доменами, растет, и при содержании А1 более 14 мае. % В2 фаза занимает весь объем;

- алитирование ленты приводит к увеличению твёрдости сплава, его удельного электросопротивления, модуля Юнга, жаростойкости, а также к уменьшению плотности. Указанное изменение этих показателей позволяет повысить жесткость конструкции нагревателя и способствует повышению долговечности нагревательных систем.

5. На основе систематических исследований структуры и характера эксплуатационной повреждаемости жаростойких покрытий, состоящих из алюминидов разного химического состава (В2 фаз), на конструкционных (35, 15Х), нержавеющей (12Х18Н10Т) и жаропрочной (ЭИ69) сталях, а также на жаропрочных никелевых сплавах (ЖС6У, ЭИ929, ЧС70 и других) предложены способы повышения их долговечности за счёт:

- выбора универсального состава насыщающей смеси, позволяющего ограничить концентрацию Si в покрытии 2 мае. %, что способствует формированию в диффузионной зоне покрытия силицидов Cr3Si, близких В2 фазе по кристаллическому строению и теплофизическим свойствам, и существенно снизить склонность к растрескиванию покрытий при термоциклировании;

- легирования бором, который при содержании 1 мае. % обеспечивает формирование в покрытии боридов СГ2В, близких по теплофизическим свойствам В2 фазе, и повышает жаро-, коррозионную и эрозионную стойкость за счет увеличения термической стабильности покрытия;

- создания комбинированных покрытий на этих же материалах, обеспечивающих повышенную жаро- и коррозионную стойкость, путем термодиффузионного нанесения алюмо-силицированного слоя и последующего напыления пластичного металлического слоя Ni-Co-Cr-Al-Y и теплозащитной керамики Zr02-Y2C>3;

6. Предложенные разработки реализованы в промышленности с общим экономическим эффектом 20 млн. руб. путем:

- корректировки марочного интервала содержания алюминия и железа для легированных латуней на ОАО «Ревдинский завод по обработке цветных металлов» (г. Ревда, Свердловская область);

- выбора оптимальных режимов термической обработки латуней в зависимости от их химического состава на ОАО «Ревдинский завод по обработке цветных металлов», НПО «БИТЕК» (г. Екатеринбург) и ОАО «АВТОВАЗ» (г. Тольятти);

- разработки технологического процесса изготовления блоков-носителей каталитического нейтрализатора выхлопных газов двигателей внутреннего сгорания повышенной жаростойкости и механической прочности на Уральском электро-химическом комбинате (г. Новоуральск, Свердловская область);

- разработки составов порошковых насыщающих смесей и режимов термодиффузионного алюмосилицирования и алюмоборосилицирования деталей из жаропрочных сталей и никелевых сплавов с учётом режима их термической обработки на ОАО «Уральский турбинный завод» (г. Екатеринбург), НПО им. П.И. Баранова, (г. Омск), ЦНИИ «Прометей» (г. С.-Петербург) и ПО «Пенздизельмаш» (г. Пенза)

Выражаю искреннюю благодарность чл.-корр. РАН Э.С. Горкунову, д.т.н. С.В. Смирнову, д.т.н. С.В. Косицыну, д.т.н. Б.Н. Гузанову за интерес к работе и доброжелательную критику, к.т.н. М.В. Мясниковой и к.т.н. J1.M. Замараеву за помощь в проведении расчетов напряженно-деформированного состояния сплавов, к.т.н. Н.В. Катаевой, к.ф.-м.н. С.М. Задворкину, Н.Ю. Фроловой за помощь в проведении исследований, Е.О. Эк-земпляровой и Н.П. Антеноровой за помощь в проведении экспериментов.

1. Шульце Г. Металлофизика: пер. с нем. А.К. Натансона под ред Я.С. Уманского. -М.: Мир, 1971. -504 с.

2. Ландау Л.Д., Лифшиц'Е.М. Статистическая физика. М.: Наука, 1976. -4 1,- 736 с.

3. Хачатурян А.Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. М.: Наука, 1974. -384 с.

4. Столф Н.С., Дэвис Р.Г. Механические свойства упорядочивающихся сплавов: пер. с англ. М.: Металлургия, 1969. - 113 с.

5. Уманский Я.С., Скаков Ю.А. Физика металлов. Атомное строение металлов и сплавов. М.: Атомиздат, 1978. - 352 с.

6. Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах. -М.: Наука, 1989.-249 с.

7. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. - 287 с.

8. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. Стсрсология металлических материалов. М.: Металлургия, 1976. - 272 с.

9. Чернявский К.С. Стереология в металловедении. М: Металлургия, 1977. - 280 с.

10. Богачев И.Н., Вайнштейн А.А., Волков С.Д. Статистическое металловедение. -М.: Металлургия, 1984. 176 с.

11. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1981. - 416 с.

12. Смирягин А.П., Смирягина Н.А., Белова А.В. Промышленные цветные металлы и сплавы. М.: Металлургия, 1974. - 520 с.

13. Туркин В.Д., Румянцев М.В. Структура и свойства цверных металлов. М.: Ме-таллургиздат, 1947. - 440 с.

14. Мальцев М.В. Металлография промышленных цветных металлов и сплавов (с приложением атласа макро- и микроструктур). М. Металлургия, 1979. - 364 с.

15. Пресняков А.А., Червякова В.В., Дуйсемалиев У.К., Новиков А.В. Латуни: Превращения в твердом состоянии и технологические свойства. М.: Металлургия, 1969. - 120 с.

16. Ефремов Б.Н., Юшина Е.В. Оценка Влияния легирующих элементов на фазовый состав двухфазных латуней// Металлы 1987. - № 2. - С. 89 - 91.

17. Гольдшмидт X. Дж. Сплавы внедрения: пер. с англ. С.Н. Горина и др. под ред. Н.Т. Чеботарёва. Выпуск II. М.: Мир, 1971. - 464 с.

18. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа: справ, изд. / О.А. Банных, П.Б. Будберг, С.П. Алисова и др. М.: Металлургия, 1986. - 440 с.

19. Кубашевски О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа: справ, изд.: пер. с англ. М.: Металлургия, 1985. - 184 с.

20. Колачев Б.А., Ильин А.А., Дроздов П.Д. Состав, структура и механические свойства двойных интерметаллидов// Известия ВУЗов. Цветная металлургия,-1997.-№ 6.-С. 4152.

21. Корнилов И.И. Железные сплавы. Сплавы железо-хром-алюминий: в 2т. M-JL: Издательство АН СССР, 1945. - 416 с.

22. Вакс В.Г. Упорядочивающиеся сплавы: структуры, фазовые переходы, прочность/ Соросовский образовательный журнал. 1997. -№ 3. - С. 115-123.

23. Терентьев В.Ф. Усталостная прочность металлов и сплавов. М.: Интермет Инжиниринг, 2002. - 288 с.

24. Гринберг Б.А., Иванов М.А. Иптерметаллиды Ni3Al и Ti3Al: микроструктура, деформационное поведение. Екатеринбург: УрО РАН, 2002. - 360 с.

25. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М.: Металлургия, 1969. - 752 с.

26. Симе Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы М.: Металлургия, 1976. - 568 с.

27. Коломыцев П.Т. Газовая коррозия и прочность никелевых сплавов. М.: Металлургия, 1984.-216 с.

28. Каблов Е.Н., Логунов А.В., Сидоров В.В. Особенности легирования и термообработки литейных жаропрочных никелевых сплавов/ Материаловедение.-2001. № 4. - С. 26-36.

29. Орехов Н.Г., Глезер Г.М., Кулешева Е.А., Толораия В.Н. Современные литейные жаропрочные сплавы для рабочих лопаток газотурбинных двигателей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1993. - №7. - С. 32-35.

30. Суперсплавы 2: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных установок / Под ред. Ч. Симса, Н. Столоффа, В. Хагеля: пер. с англ. под ред. Р.Е. Ша-лина. М.: Металлургия, 1995. - 384 с.

31. Патарини В., Борнстейн Н.С., Де Кресченте. Высокотемпературная коррозия деталей газовых турбин // Труды амер. об-ва инжен.-механиков: Энергетические машины и установки: пер. с англ. М.: Мир, 1981.-Т. 103.-№1.-С. 172-184.

32. Гильдер X., Морбиола Р. Сульфидная коррозия сплавов на основе никеля и кобальта // Жаропрочные сплавы для газовых турбин. М.: Металлургия, 1981. - С. 59 - 78.

33. Белтран A.M., Шорес Д.А. Высокотемпературная коррозия // Жаропрочные сплавы/ Под ред. Ч. Симса, В. Хагеля. М.: Металлургия, 1976. - С. 293 - 320.

34. Елисеев Ю.С., Абраимов Н.В., Крымов В.В. Химико-термическая обработка и защитные покрытия в авиадвигателестроении. М.: Высшая школа, 1999. - 525 с.

35. Nicholls J.R. Designing Oxidation-Resistant Coatings // JOM. 2000. - V. 52. - №1. -P. 28-35.

36. Четтерей Д., Де-Вирс P.С., Ромео Ж. Защита жаропрочных сплавов в турбостроении // Достижения науки о коррозии и технологии защиты от нее/ Под ред. М. Фонтана, Р. Стейла: пер. с англ. М.: Металлургия, 1980. - Т.6. - С. 9-99.

37. Земсков Г.В., Коган P.JI. Многокомпонентное диффузионное насыщение металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1978. - 208 с.

38. Андреева А.Г., Терехова В.В., Фоменко Г.Д. Жаростойкие покрытия на никелевых сплавах // Высокотемпературные покрытия. M.-JL: Наука, 1967. - С. 96 - 110.

39. Синельникова B.C., Подергин В.А., Речкин В.Н. Алюминиды. Киев: Наукова думка, 1965.-241 с.

40. Тамарин Ю.А. Жаростойкие диффузионные покрытия лопаток ГТД. М.: Машиностроение, 1978. - 136 с.

41. Вестбрук Д.Х. Механические свойства металлических соединений. М.: Метал-лургиздат, 1962. - С. 11-59.

42. Башев В.Ф., Мирошниченко И.С., Доценко Ф.Ф. Особенности кристаллизации сплавов Al-Ni при сверхбыстром охлаждении // Металлы 1989. - №6. - С. 55-58.

43. Гусева J1.H., Макаров Е.С. О структуре сплавов никеля с алюминием в области Р-фазы при высоких температурах // Доклады АН СССР. 1951. - Том 77. - №4. - С. 615-616.

44. Гард Р.В., Туркало В.М. Фрактографическое исследование NiAl и Ni3Al // Механические свойства металлических соединений. М.: Металлургиздат, 1962. - С.109-121.

45. Литвинов B.C., Зеленин Л.П., Шкляр Р.Ш. Бездиффузионное превращение в NiAl сплавах с решеткой хлористого цезия // Физика металлов и металловедение 1971. - Т.31. - №1. - С.138-142.

46. Архангельская А.А., Богачев И.Н., Литвинов B.C., Панцырева Е.Г. Фазовые превращения в сплавах никель-алюминий с решеткой хлористого цезия // Физика металлов и металловедение. 1972. - Т.34. - №3. - С.541-546.

47. Литвинов B.C., Богачев И.Н., Архангельская А.А., Панцырева Е.Г. Электронно-микроскопическое исследование мартенсита никельалюминиевого сплава// Физика металлов и металловедение. 1973. - Т.36. -№2. - С.388-393.

48. Литвинов B.C., Архангельская А.А., Полева В.В. Двойникование в никельалю-миниевом мартенсите // Физика металлов и металловедение. 1974. - Т.38. - №2. - С.383-388.

49. Литвинов B.C., Архангельская А.А. Упорядочение никель-алюминиевого мартенсита // Физика металлов и металловедение. 1977. - Т.43. - №5. - С. 1044-1051.

50. Литвинов B.C., Архангельская А.А. Мартенситное превращение в Р-сплавах Ni-Со-А1 // Физика металлов и металловедение. 1977. - Т.44. - №6. - С.826-833.

51. Литвинов B.C., Лесникова Е.Г. Стабильность Р-фазы в сплавах Ni-Al-Si // Физика металлов и металловедение. 1977. - Т.44. - №6. - С. 1297-1299.

52. Лесникова Е.Г., Литвинов B.C. Влияние хрома на стабильность никельалюми-ниевых p-твердых растворов// Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: Изд-во УПИ, 1978. - Вып. 4. - С.76-80.

53. Архангельская А.А., Литвинов B.C., Полева В.В. Упорядочение и нестабильность р-фазы в системе Ni-AI // Физика металлов и металловедение 1979. - Т.48. - №6. -С.1256-1261.

54. Rosen S., Goebel J.A. The crystal structure of nickel rich NiAl and martensitic NiAI// Trans. Met. Soc. AJME. - 1968. - V. 242. - № 4. - P. 722 - 724.

55. Косицын C.B., Литвинов B.C., Сорокин В.Г., Гервасьев M.A. Влияние кремиия на диффузию в сплавах никель-алюминий // Физика металлов и металловедение. 1980. - Т.49. - №5.-С. 1063-1067.

56. Enami К., Nenno S., Shimizu К. Crystal structure and internal twins of the Ni-36,8%A1 martensite // Trans. Japan Inst. Met. 1973. - V.14. - P.161-165.

57. Enami K., Nenno S. A. New Ordered Phase in Tempered 63,8 Ni-lCo-Al Martensite // Trans. Japan Inst. Met. 1978. - V.19. - P.571-580.

58. Kainuma R., Ohtani H., Ishida K. Effect of Alloying Elements on Martensitic Transformation in the Binary NiAl(P) Phase Alloys // Met. and Mater. Trans. A. 1996. - Vol. 27- P. 2445-2453.

59. Самсонов Г.В., Виницкий H.M. Тугоплавкие соединения: справочник 2-е изд.

60. М.: Металлургия, 1976. 560 с.

61. Коломыцев П.Т. Жаростойкие диффузионные покрытия. М.: Металлургия, 1979.-272с.

62. Мовчан Б.А., Малашенко И.С. Жаростойкие покрытия, осаждаемые в вакууме. -Киев: Наукова думка, 1983. 232 с.

63. Купченко Г.В., Нестерович J1.H. Структура и свойства эвтектических композиционных материалов. Минск: Наука и техника, 1986. - 200 с.

64. Поварова К.Б., Ломберг Б.С., Школьников Д.Ю., Казанская Н.К. Влияние легирования на структуру и механические свойства деформированных (Р+у)-сплавов системы Ni-Co-Al // Металлы. 1999. - №2. - С. 68-72.

65. Поварова К.Б., Банных О.А., Казанская Н.К., Антонова А.В. Жаропрочные композиты с металлической или интерметаллидной матрицей, упрочненные частицами или волокнами оксидов, боридов, карбидов // Металлы. 2001. - №5. - С. 68-78.

66. Поварова К.Б., Банных О.А. Принципы создания конструкционных сплавов на основе интерметаллидов // Материаловедение. 1999. - №2. - С. 27-33.

67. Поварова К.Б., Банных О.А. Принципы создания конструкционных сплавов на основе интерметаллидов // Материаловедение. 1999. - №3. - С. 29-37.

68. Бунтушкин В.Г., Базылева Д.А. Сплавы на основе алюминидов никеля (N13AI, NiAl) для двигателестроения // Авиационная промышленность. 1999. - №2. - С. 47-50.

69. Подчерняева И.А., Панасюк А.Д., Тепленко М.А., Подольский В.И. Защитные покрытия на жаропрочных никелевых сплавах: обзор // Порошковая металлургия. 2000. -№9-10.-С. 12-27.

70. Никитин В.И. Применение покрытий для защиты лопаток газовых турбин от сульфидно-окисной коррозии: обзор // Энергомашиностроение. 1980. -№ 2. - С. 41-44.

71. Арзамасов Б.Н. Химико-термическая обработка металлов в активированных средах. М.Машиностроение, 1979. - 224 с.

72. Механизм формирования и свойства алюминидных покрытий на жаропрочных никелевых сплавах / В.П. Лесников, В.П. Кузнецов, М.В. Кухтин и др.// Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. - №1. - С. 18-21.

73. Лесников В.П., Кузнецов В.П. Технология получения газоциркуляционных защитных покрытий // Газотурбинные технологии. 2000. - № 3. - С. 26 - 30.

74. Мухин В.Н. Просвирин В.И. Применение алюмокремниевых суспензий для создания жаростойкого покрытия на сплавах ЭИ826 и ЭП539 // Жаростойкие покрытия для защиты конструкционных материалов. JL: Наука, 1977. - С.216-219.

75. Минкевич A.M. Химико-термическая обработка металлов и сплавов. М.: Машиностроение, 1965. 492 с.

76. Химико-термическая обработка металлов и сплавов: справочник / Г.В. Борисе-нок, J1.A. Васильев, Л.Г. Ворошнин и др. М.: Металлургия, 1981. - 424 с.

77. Кудинов В.В. Плазменные покрытия. М.: Наука, 1977. - 184 с.

78. Хасуи А., Моригаки О. Наплавка и напыление,- М.: Машиностроение, 1985.-240 с.

79. Fleetwood M.J. Influence of nickel-base alloy composition the behavior of protective coatings // J. Inst. Met. 1970. - V.98. - P. 1-7.

80. Многокомпонентное диффузионное насыщение из суспензий / Г.В. Земсков, Р.Л. Коган, В.И. Мороз и др. // Защитные покрытия на металлах. Киев: Наукова думка, 1971. -Вып. 4.-С. 192-196.

81. Термодиффузионные защитные покрытия / В.Г. Сорокин, Б.Н. Гузанов, B.C. Литвинов и др. // Защитные покрытия и методы борьбы с коррозией. Л.: ЛДНТП, 1981. - С. 44 -47.

82. Гузанов Б.Н., Косицын С.В., Кузнецов В.П., Сорокин В.Г. О влиянии кремния на защитные свойства алюминидных покрытий // Защита металлов. 1982. - Т. 18. - № 1. - С. 139-141.

83. Косицын С.В. Структурная и фазовая стабильность жаростойких интерметал-лидных сплавов и покрытий на основе р-фазы системы (Ni,Co,Fe)-Cr-Al: дис. . доктора техн. наук 05.16.01: защищена 12.10.2002 г. Екатеринбург, 2002. - 411 с.

84. Mevrel R. State of the art on high-temperature corrosion-resistant coatings // Mater. Sci. and Eng. A. 1989. - 120. - P. 13-24.

85. Абраимов H.B., Елисеев Ю.С. Химико-термическая обработка жаропрочных сталей и сплавов. — М.: Интермет Инжиниринг, 2001. 622 с.

86. Косицын С.В., Катаева Н.В. Влияние кобальта на структурно-фазовую стабильность и свойства сплавов Ni-Co-Cr-Al вблизи эвтектических составов // Физика металлов и металловедение, 1999. Т. 88. - С.85 - 98.

87. Косицын С.В., Катаева Н.В., Косицына И.И., B.C. Литвинов. Диаграммы структурно-фазового состояния (Р + у) -эвтектик системы Ni-Co-Cr-Al // Металлы. 2003. - № 1. -С. 109-118.

88. Моримура Р. Современные материалы для напыления // Сварочная техника. -1984.-№ 11.-С. 25-28.

89. Юшков В.И., Борисов Ю.С., Гершензон С.М. О связи необходимой тепловой мощности плазменной струи с теплофизическими характеристиками напыляемого материала // Физика и химия обработки материалов. 1975. - С. 20 - 22.

90. Борисов Ю.С. Порошки для газотермического напыления покрытий. Киев: Знание, 1984. -15 с.

91. Кудинов В.В., Иванов В.М. Нанесение плазмой тугоплавких покрытий. М.: Машиностроение, 1981. - 192 с.

92. Малашенко И.С., Мяльница Г.Ф., Жирицкий О.Г. Повышение долговечности лопаток транспортных ГТУ путем применения защитных покрытий // Проблемы специальной электрометаллургии. 1981. - Вып. 15. - С. 52 - 59.

93. Усовершенствования в области защиты лопаток газовых турбин от коррозии / Линдблад, Шиллинг, Лешбахер и др // Труды амер. об-ва инжен.-механиков: Энергетические машины и установки: пер. с англ. М.: Мир, 1980.-Т. 102.-№1,-С. 105-116.

94. Малашенко И.С., Рыбников А.И., Панков О.Г. Результаты промышленной эксплуатации рабочих лопаток турбины энергетической установки ГТ-100 с конденсационными защитными покрытиями // Проблемы спец. электрометаллургии. 1993. - №1. - С. 53-65.

95. Мубояджан С.А., Каблов Е.Н., Будиновский С.А. Вакуумно-плазменная технология получения защитных покрытий из сложнолегированных сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 1995. - № 2. - С. 15 - 18.

96. Повышение надежности турбинных лопаток методом вакуумно-дугового нанесения покрытий / И.В. Буров, В.П. Валуев, В.Г. Кузнецов и др. // Сварочное производство. -1995. -№5. С.13-16.

97. Мубояджан С.А., Будиновский С.А. Конденсированные и конденсациопно-диффузионные покрытия для лопаток турбин из жаропрочных сплавов с направленной кристаллической структурой // Металловедение и термическая обработка металлов. 1996.4.-С. 15-18.

98. Rickerby D.S., Winstone M.R. Coatings for gas turbines // Mater, and Manuf. Processes. 1992. - 7. - №4. - P. 495-526.

99. Алёхин В.П., Гусев О.В. О причинах проявления аномальной пластичности в поверхностных слоях кристаллов в начальной стадии деформации // Физика и химия обработки металлов. 1969. - № 6. - С. 50-60.

100. Алёхин В.П., Шоршоров М.Х. Структурные особенности кинетики микропластической деформации вблизи свободной поверхности твердого тела // Физика и химия обработки материалов. 1974. -№4. - С. 107—121.

101. К вопросу о структурных и энергетических особенностях кинетики микропластической деформации вблизи поверхности твердого тела / Н.Н. Рыкалин, М.Х. Шоршоров,

102. B.П. Алёхин и др. // Структурные свойства жаропрочных материалов. М.: Наука, 1973.1. C.89 96.

103. Махлин Е.С. Состояние поверхности и прочностные свойства // Механизмы упрочнения твердых тел. М.: Металлургия, 1965. - С 58 — 63.

104. Костецкий Б.И., Шевеля В.В. Развитие дислокационной структуры в поверхностных слоях металлов при некоторых видах нагружения // Доклады АН СССР. 1967. - Т. 176.-№ 1.-С. 70-72.

105. Новиков Н.Н. Об учете влияния поверхности на подвижность дислокаций // Известия ВУЗов. Физика. 1972. - № 7. - С. 161 - 162.

106. Копыл М.Д., Тропотов АВ., Котляров И.В. Латунные сплавы для колец синхронизаторов совершенствуются // Автомобильная промышленность. 1999. - № 10. - С. 26 -29.

107. Влияние химического состава и режимов обработки на механические и эксплуатационные свойства кремнисто-марганцовистых латуней./ И.И. Курбаткин, И.Ф. Пружинин, В.И. Фалкон и др. // Цветные металлы. — 1996. № 9. - С.60-63.

108. Титарев НЛ., Митина Л.И., Мироненко Э.Н. Влияние марганца и кремния на свойства и структуру износостойкой латуни // Известия ВУЗов: Цветная металлургия. -1982.-№2.- С. 105-110.

109. Сплавы для нагревателей / Л.П. Жуков, И.М. Племянникова, М.Н. Миронова и др. М.: Металлургия, 1985, - 144 с.

110. Ключ сталей. Изготовление и поставка: справочник. Пер. с нем.- М.: Интермет Инжиниринг, 2001. - 734 с.

111. Волощенко А.П., Третьяченко Г.Н., Маковецкий И.В. О термостойкости лопаток газовых турбин в потоке продуктов сгорания топлива // Проблемы прочности. 1970. - № 6. -С. 3-9.

112. Исследование рабочих лопаток из сплава ЭИ893 после длительной эксплуатации в газотурбинной установке / В.Г. Сорокин, Б.Н. Гузанов, С.В. Косицын и др. // Энергомашиностроение. 1980. - № 3. - С. 26 - 29.

113. Susukida Н., Suosmoto D. Metallurgical and strength studies of best resisting alloys for gas turbines after long term servies // Mech. Behav. Mater. Roc. Int. Conf. Mech. Behav. Mater. Kysto. 1972. - V. 3. - P. 222 - 231.

114. Третьяченко Г.Н., Косыгин Э.П., Кравчук Л.В. Исследование закономерностей изменения химического состава поверхностных слоев материалов турбинных лопаток в процессе эксплуатационной наработки // Проблемы прочности. 1975. - № 3. - С. 12 - 16.

115. Исследование прочности турболопаточных сплавов в сверхзвуковых газовыхпотоках / И.Н. Богачев, В.Г. Сорокин, Ю.Г. Векслер и др. // Проблемы прочности. 1974. -№ 2. - С. 85 - 87.

116. Векслер Ю.Г., Гузанов Б.Н., Сорокин В.Г. Влияние воздушного потока на состояние поверхности жаропрочных сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 1979. - № 5. - С. 43-45.

117. Woodford D. A. Environmental damage of a cast nickel base superalloy // Met. Trans. 1981.-A 12.-№2.-P. 299-308.

118. Векслер Ю.Г., Сорокин В.Г., Гузанов Б.Н. Кратковременная ползучесть металлов в вакууме, на воздухе и в скоростном воздушном потоке // Физика и химия обработки металлов. 1972.-№ 6.-С. 133- 136.

119. Игнатьев Д.В. О механизме окисления сплавов на основе никеля и хрома. М.: Издательство АН СССР, 1960. -150 с.128. lngard A., Kofstad К.Р. The oxidation of some Ni-Cr-Al alloys at high temperatures // Met. Trans. 1972. - V. 3. - № 6. - P. 1511-1519.

120. Smeggil J.G., Bornstein N.S. The effect of NaCl on the oxidation of NiAl // J. Electrochemical Society. 1978. - V. 125. - № 8. - P. 1283 - 1290.

121. Патарини В., Борнстейн H.C., Де Кресченте. Высокотемпературная коррозия деталей газовых турбин // Труды амер. об-ва инжен.-механиков: Энергетические машины и установки: Пер. с англ. М.: Мир, 1981.-Т. 103.-№1.-С. 172-184.

122. Конде, Маккрит. Борьба с высокотемпературной коррозией в морских газовых турбинах // Труды Американского общества инженеров-механиков: Энергетические машины и установки: пер. с англ. 1981. -Т. 103. -№ 1. -С. 172- 184.

123. Konaksmi М., Koto K.S., Карр R.A. Accelerated oxidation (hot corrosion) of alloys molten salt // Trans. Iron and Steel Inst. Jap. 1981. - V. 20. - № 9. - P. 646 - 658.

124. Никитин В.И. О легировании никелевых сплавов для защиты от сульфидноокисной коррозии//Изв. АН СССР. Металлы. 1985.-№ 1. - С. 176- 181.

125. Исследование коррозии турбинных лопаток агрегатов ГТ-100 в эксплуатационных условиях / В.И. Никитин, В.В. Меркулов, Е.Г. Малышевская и др // Энергомашиностроение. 1978. - №12. - С.12-15.

126. Фабер Г.Х. Влияние хрома па сопротивление коррозии и окислению сплавов и покрытий // Жаропрочные сплавы для газовых турбин: Материалы международной конференции. М.: Металлургия, 1981. - С. 125 - 128.

127. Орышич И.В. Влияние хрома, алюминия и титана на коррозионную стойкость никеля в расплавах сульфата и хлорида натрия // Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. - № 3. - С. 42 - 46.

128. Беликов С.Б. Вопросы сернистой коррозии материалов энергетических газотурбинных установок // Энергетика и электрификация: научно-производственный сборник, 1978.-№3.-32 с.

129. Самсонов Г.В., Дроздова С.Ф. Сульфиды. М.: Металлургия, 1972. - 304 с.

130. Bourlis Y., John С. St. On the role of refractory elements in the hot corrosion of nickel-base alloys // Proc. Symh. Prof. High Temp. Alloys Emphasis environ Eff., Las Vegas, 1976. Princeton, 1976. № 7. - P. 595 - 606.

131. Орышич И.В., Костырко О.С. Влияние молибдена, вольфрама и кобальта на коррозию никелевых жаропрочных сплавов в расплаве солей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. - № 10. - С. 10 - 25.

132. Лазарев Э.М., Самарина A.M., Короткое Н.А. Влияние кремния и бора на высокотемпературное окисление никель-хромовых сплавов // Изв. АН СССР. Металлы. 1981. -№6.-С. 186- 190.

133. Baxter D.J., Derricott R.T., Hirst R.C. The influence of silicon and yttrium on isothermal scaling of an austenitic Fe-Cr-Ni alloy (JN519) at 10000C // Werkst. and Korros. 1983. -V. 34.-№9.-P. 446-450.

134. Omsawa Ken-ichi, Chigasaki Mitsuo, Soeno Ко. Hot corrosion behavior of intermetal-lic compounds of Ni-Al system in fused 75 % Na2S04 25 % NaCl salt // Тэцу то таганэ. J. Iron and Steel Inst. Jap. - 1982. - V. 68. - № 1. - P. 130 - 139.

135. Ju Kuang-Ku, Choi Ju, Tryun See. The effect of mass ratio of Ti to A1 on the hot corrosion of quaternary 75 Ni-13,5 Cr-11,5 (Ti+Al) alloys // Met. all. 1983. - V 37. - № 3. - P. 254 -257.

136. Карбидные фазы в жаропрочных никелевых сплавах с гафнием / С.Т. Кишкин,

137. Г.Б. Строганов, А.В. Логунов и др. // Изв. АН СССР. Металлы. 1983. - № 5. - С. 143 - 149.

138. Структурная стабильность карбидных фаз и их влияние на механические свойства жаропрочных никелевых сплавов с гафнием / С.Т. Кишкин, Г.Б. Строганов, А.В. Логунов и др. // Изв. АН СССР. Металлы. 1983. - № 6. - С. 163 - 169.

139. Назаров Е.Г., Масленков С.Б. Термическая обработка аустенитных жаропрочных сталей и сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 1970. - № 3. -С. 12-19.

140. Лесников В.П., Кузнецов В.П., Кухтин М.В., Горошенко Ю.О. Разработка и исследование свойств жаростойких покрытий, полученных циркуляционным методом / Тем-пературоустойчивые покрытия. Л.: Наука, 1985. - С.93-97.

141. Литвинов B.C., Панцырева Е.Г., Куприянов И.Л. Мартенситное превращение в алитированном слое никелевого сплава // Металловедение и термическая обработка металлов. 1973.-№ 6.-С. 71 -72.

142. Разрушение защитных покрытий и их влияние на свойства жаропрочных сплавов / И.Н. Богачев, Ю.Г. Векслср, B.C. Литвинов и др. // Защитные покрытия па металлах. -Киев: Наукова Думка, 1975. Вып. 8. - С. 136- 140.

143. Стабильность фаз и эксплуатационная надежность комплексных алюминидных покрытий / B.C. Литвинов, Е.Г. Лесникова, А.А. Архангельская и др. // Температуроустой-чивые покрытия. Л.: Наука, 1985. - С. 55 - 59.

144. Исследование жаростойкости легированных твердых растворов на основе NiAl / Н.М. Аристова, Л.А. Кучеренко, В.И. Фадеева и др. // Вестник МГУ: Химия. 1978. - №3. -С. 307-310.

145. Redden Т.К. Ni-Al coating-base metal interactions in several Ni-base Alloys // Trans. Met. Soc. AIME. 1968. - V. 242. - №8. - P. 1695-1702.

146. Smeggil J.G., Bornstein N.S. The effect of NaCl on the oxidation of NiAl // J. Electro-chem. Soc. 1978. - V. 125. - №8. - P. 1283-1290.

147. Goeben J.A., Pettit F.S., Goward G.W. Mechanisms for the hot corrosion of nickel-base alloys // Met. Trans. 1973. - V. 4. - №1. - P.396-410.

148. Janssen M.M.P. Reaction diffusion and Kirkendall effect in the Ni-Al system // Trans.

149. Met. Soc. AIME. 1967. - V. 239. - №9. - P. 1372-1385.

150. Рик Г.Д., Баетин Г.Ф., Дж. Дж. Ван Jloo. Реактивная диффузия между двумя металлами, включая титан и ниобий // Новые тугоплавкие металлические материалы. М.: Мир, 1971.-С. 156-170.

151. Хагель В. Диффузия в иптерметаллидах // Интерметаллические соединения. -М.: Металлургия, 1970. С. 280-317.

152. Shankar S., Seigle L.L. Interdiffusion and intrinsic diffusion in the NiAI(P)-phase of the Ni-Al system // Met. Trans. 1978. - A9. -№10. - P. 1467-1476.

153. Helander Т., Agren J. A Phenomenological Treatment of Diffusion in Al-Fe and Al-Ni Alloys Having B2-B.C.C. Ordered Structure // Acta Mater. 1999. - V. 47. - №4. - P. 1141-1152.

154. Шиняев А.Я., Пивкина О.Г. Дефекты кристаллической решетки и скорость взаимной диффузии в упорядоченных фазах переменного состава// Диффузионные процессы в металлах. Тула, 1979. - С. 60-64.

155. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов: в 2-х частях. Часть 1. Деформация и разрушение. М.: «Машиностроение», 1974. - 550 с.

156. Испытание металлов: пер. с нем. под ред. К. Нитше. М.: Металлур., 1967. — 452с.

157. Глазов В.М., Вигдорович В.Н. Микротвердость металлов. — М.: Металлургиздат, 1962.-224 с.

158. Давиденков Н.Н., Беляев С.Е., Марковец М.П. Получение основных механических характеристик стали с помощью измерений твердости // Заводская лаборатория. 1945. -Т. XI.-№ 10.-С. 964-973.

159. Тамман, Мюллер, Цайтшрифт фюр Металькунде. 1936. - Т. XXVIII. - №3.1. С.49.

160. Витман Ф.Ф., Златин Б.С. О применении метода внедрения конуса для определения предела текучести при высоких скоростях деформирования // Заводская лаборатория. 1949.-T.XV.-№4.-С. 453.

161. Марковец М.П. Упрощенные методы определения механических свойств по твердости // Заводская лаборатория. 1954. - №8. - С. 963-969.

162. Якутович М.В., Вандышев Б.А., Сурикова Е.Е. Влияние коэффициента упрочнения металлов на профиль валика вокруг конического отпечатка // Заводская лаборатория -1948.-T.XIV.-№3.-С. 338.

163. Савицкий Ф.С., Вандышев Б.А. Определение пределов текучести и прочностибезобразцовым методом // Измерительная техника. 1959. - № 6. - С. 26 — 29.

164. Волков С.Д. К теории безобразцового метода определения предела текучести // Завлдская лаборатория. 1951.-№11. - С. 1379 - 1383.

165. Фридман Я.Б., Зилова Т.К., Н.И. Демина. Изучение пластической деформации и разрушения методом накатанных сеток. М.: ОБОРОНГИЗ, 1962. - 188 с.

166. Материаловедение и технология металлов: под ред. Г.П. Фетисова — М.: Изд-во «Высшая школа», 2001. 637 с.

167. Григорович В.К. Анизотропия твердости и форма отпечатков // Заводская лаборатория. 1959. -№ 5. - С. - 601 - 605.

168. Боярская Ю.С. Деформирование кристаллов при испытаниях на микротвердоеть.- Кишинев: Штиинца, 1972. 420 с.

169. Боярская Ю.С., Гробко Д.З., Кац М.С. Физика процессов микроиндентирования

170. Кишинев: Штиинца, 1986. 484 с.

171. Макаров П.В. Подход физической мезомеханики к моделированию процессов деформации и разрушения //Физическая мезомеханика. 1998. - № I. - С. 61 - 81.

172. Качанов J1.M. Механика пластических сред. — Л. — М.: ОГИЗ, 1948. 216 с.

173. Томленов А.Д. Теория пластических деформаций металлов — М.:МАШГИЗ, 1951.-200 с.

174. Хитр Дж., Логе И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. - 599 с.

175. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики // Физическая мезомеханика. -1998.-№ 1.-С. 5-22.

176. Попов В.Л., Кренер Э. О роли масштабных уровней в теории упругопластично-сти // Физическая мезомеханика. 1998. - № 1. - С. 109 — 118.

177. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов / Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Макаров П.В. и др. Новосибирск: Наука, 1995. - Т. I. - 298 с.

178. Макаров П.В., Черепанов О.И., Демидов В.Н. Математическая модель упруго-пластического деформирования мезообъема материалов с ограниченным числом систем скольжения // Известия Вузов. Физика. 1995. - № 11. С. - 26 - 57.

179. Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов: под ред. М.А. Майерса, JT.E. Мурра. М.: Металлургия, 1984. - 512 с.

180. Залазинский А.Г. Пластическое деформирование структурно-неоднородных материалов. Екатеринбург: УрО РАН, 2000. - 294 с.

181. Грачев С.В., Бараз В.Р., Богатов А.А., Швейкин В.П. Физическое металловедение. Екатеринбург: Изд-во УГТУ-УПИ, 2001. 534 с.

182. Смирнов С.В., Швейкин В.П. Метод определения диаграмм упрочнения отдельных структурных составляющих в многокомпонентных системах // Физика металлов и металловедение 1995.-Т.80.-№ 1.-С 145-151.

183. Яновский 10.Г., Образцов И.Ф. Некоторые аспекты компьютерного моделирования структуры и микромеханических свойств перспективных полимерных композиционных материалов // Физическая мезомеханика. 1998. - № 1. - С. 135 - 142.

184. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П. Активация и характерные типы дефектных субструктур мезоуровня пластического течения высокопрочных материалов // Физическая мезомеханика. 1998. - № 1. - С. 23 - 35.

185. Марончук И.Е., Сороколет С.Р., Марончук И.И. Особенности деформирования геретоструктур Ge-GaAs при действии сосредоточенной нагрузки // Письма в ЖТФ. 1998. -Т. 24.-№ 12.-С. 46-49.

186. J. Thern, P.F. Cook. Simplified area Function for sharp indenter tips in depth-sensing indentation//.!. Mster. Res. 2002. - V. 17. - № 5. - P. 1143 - 1146.

187. Головин Ю.С., Тюрин A.M., Иволгин В.И., Коренков B.B. Новые принципы, техника и результаты исследования динамических характеристик твердых тел в микрообъемах // Журнал технической физики, 2000. Т. 70. - № 5. - С. 82 - 91.

188. Определение комплекса механических свойств материалов в нанообъемах методами наноиндентирования / Ю.И. Головин, В.И. Иволгин, В.В. Коренков и др.// Конденсированные среды и межфазные границы, 2001. Т. 3. - № 2. - С. 122 - 135.

189. Булычев С.И. Соотношение между восстановленной и невосстановленной твердостью при испытании наномикроидентированием // Журнал технической физики, 1999. Т. 69. -№7. - С. 42-48.

190. W.C. Oliver, G.M. Phar. An improved technique for determining hardness and elastic modulus using load and displacement sensing indentation experiments // J. Mater. Res., 1992. V. 7.-№6.-P. 1554-1583.

191. Булычев С.И., Алехин В.П. Определение предела текучести по фактической площади контакта сферического индентора при нано-, микро- и макроиндентировании // Деформация и разрушение материалов. 2007. - № 1. - С. 30 - 37.

192. Metallic materials. Instrumented indentation test for hardness and materials parameters. ISO/FDIS 14577-1: 2002. ISO Central Secretariat. Rue de Varembe 1, 1211 Geneva, Switze-land.

193. Головин Ю.И. Зондовые нанотехнологии // Перспективные материалы. Структура и методы исследования / Под ред д.ф.-м.н., проф. Д.Л. Мерсона. М.: ТГУ, МИСиС, 2006. - С. 149 - 244.

194. Булычев С.И., Алехин В.П. Испытания материалов непрерывным вдавливанием индентора. М.: Машиностроение, 1990. - 224 с.

195. Металловедение и термическая обработка стали: справ, изд. 3-е изд., перераб. и доп.: в 3-х т. - Т. 1. Методы испытаний и исследования / Под ред. Бернштейна М.Л., Рах-штадта А.Г. - М.: Металлургия, 1983. - 352 с.

196. Чечерников В.И. Магнитные измерения / Под ред. профессора Е.И. Кондорско-го. М.: Изд-во Московского университета, 1963. - 386 с.

197. Никитин В.И., Комисарова И.П. Метод испытания защитных покрытий на долговечность // Труды ЦКТИ. 1980. - Вып. 176. - С. 67 - 73.

198. Сопротивление солевой коррозии защитных покрытий жаропрочных никелевых сплавов / В.Г. Сорокин, Б.Н. Гузанов, С.В. Косицын, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др. // Защитные покрытия на металлах. Киев: Наукова думка, 1989. - Вып. 23. - С. 68-70.

199. Вандышева (Пугачева) Н.Б., Гузанов Б.Н., Косицын С.В., Пенягина О.П. Защита никелевых сплавов от сульфатно-хлоридного расплава алюмосилицидным покрытием // Защита металлов, 1990. №2. - С . 328-331.

200. Erdos Е., Aldorfer Н., Densler Е. Corrosion testing jf Nickel-base supper alloys and coatings with molten sulphates at 900°C // Werkst. und Korros. 1982. - V. 33. - № 7. - P. 373385.

201. Определение сопротивления деформации по результатам внедрения конического индентора / С.В. Смирнов, В.К. Смирнов, А.Н. Солошенко и др. // Кузнечно-штамповочное производство. — 2000. № 3. - С. 3 - 16.

202. Смирнов С.В., Пугачева Н.Б., Тропотов А.В., Солошенко А.Н. Сопротивление деформации структурных составляющих сложнолегированной латуни // Физика металлов и металловедение. 2001. - Том 91. - № 2. - С. 1-7.

203. Александрович А.И., Кувшинов П.А., Титоренко Д.Ф. Построение приближенных решений краевых задач теории упругости методом аналитических элементов // Математическое моделирование.-2001.-Т. 13.-№4.-С. 109-116.

204. Соколкин Ю.В., Ташкинов А.А. Механика деформирования и разрушения структурно неоднородных тел. - М.: Наука, 1984. - 116 с.

205. Качанов J1.M. Основы теории пластичности. М.: Металлургия, 1969. - 420 с.

206. Иванов Д.С., Иванов С.Г. К статистическому описанию структуры двухкомпо-нентных композитов // Механика микронеоднородных материалов и разрушение. Екатеринбург, 1999.-С. 21.

207. Смирнов С.В., Смирнов В.К., Солошенко А.Н., Швейкин В.П. Определение коэффициентов в функциональной зависимости сопротивления деформации по результатам вдавливания конического индентора// Металлы, 1998. № 6. - С.91-94.

208. Солошенко А.Н. Разработка метода моделирования напряженно-деформированного состояния при обработке давлением структурно-неоднородных материалов: дис. . канд. техн. наук. 05.16.05: защищена 17.02.2000 г. Екатеринбург, 2000. - 332 с.

209. Новожилов Б.В. Метод Монте- Карло. М.: Знание, 1996. - 48 с.

210. Смирнов С.В., Пугачева Н.Б., Солошенко A.M., Тропотов А.В. Исследование пластической деформации сложнолегироваиной латуни // Физика металлов и металловедение 2002. - Т. 93. - № 6. - С. 91 - 100.

211. Вильдеман В.Э., Соколкин Ю.В., Ташкинов А.А. Механика неупругого деформирования и разрушения композиционных материалов / Под ред. Ю.В. Соколкина. М.: Наука, Физматлит, 1997. - 288с.

212. Баранов А.А., Мироненко Э.И., Титарев Н.Я. О влиянии кремния на структуру и свойства вторичной латуни J1C // Известия ВУЗов. Цветная металлургия. -1977. -№ 1. -С. 121 124.

213. Фоминых С.И., Попучиков Ю.П., Титова А.Г., Пискунова JI.A. Формирование слитка полунепрерывного литья латуни сложного состава // Цветные металлы. 1987. -№ 9. - С. 76 - 79.

214. Пугачева Н.Б., Панкратов А.А., Фролова Н.Ю., Котляров И.В. Структурные и фазовые превращения в (а+р)-латунях // Металлы 2006. - № 3. - С.65 - 75.

215. Тропотов А.В., Пугачева Н.Б., Рязанцев Ю.В., Жукова J1.M. Исследование остаточных напряжений в изделиях, изготовленных из сложнолегироваиной латуни // Металловедение и термическая обработка. 2006. - № 1. - С. 28 - 32.

216. Гельд Н.Ф., Сидоренко Ф.А. Силициды переходных металлов четвертого периода. М.: Металлургия, 1971. - 582 с.

217. Пугачева Н.Б., Тропотов А.В., Смирнов С.В., Кузьмин О.С. Влияние содержания железа в легированной латуни ЛМцАЖКС на состав и морфологию силицидов (Fe,Mn)sSi3 // Физика металлов и металловедение. 2000. - Т. 89. - №1. - С. 62-69.

218. Зельдович В.И., Хомская И.В., Фролова НЛО. Структурный механизм образования а-фазы и мартенситное превращение в Cu-Zn-Al сплавах с частицами а-фазы // Физика металлов и металловедение. 2000. - Т. 89. - Вып. 3. - С 85-92.

219. Варлимонт X., Дилей Л. Мартенеитные превращения в сплавах на основе меди, серебра и золота. М.: Наука, 1980. - 205 с.

220. Пушин В.Г., Кондратьев В.В., Хачин В.Н. Предпереходные явления и мартен-ситные превращения. Екатеринбург, 1998. - 368 с.

221. Хомская И.В., Зельдович В.И. Термоупругие мартенситные превращения и распад твердого раствора в сплавах Cu-Zn-Al с памятью формы // Физика металлов и металловедение. 1996. - Т. 82. - Вып. 6. - С. 83-93.

222. Микромеханика разрушения и деформации латуни / С.В. Смирнов, Н.Б. Пугачева, М.В. Мясникова и др.// Физическая мезомехапика. 2004. - № 7. - Ч. 1. - С. 165 - 168.

223. Микроструктурные особенности разрушения латуни / С.В. Смирнов, Н.Б. Пугачева, М.В. Мясникова и др.// Вестник УГТУ-УПИ. Механика микронеоднородных материалов и разрушение: сборник научных трудов. Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2004. -С. 89-94.

224. Шнейдер Л.А. Твердость хрупких тел. М. Л.: Из - во АН СССР, 1949. - 144 с.

225. Бельченко Г.И., Губенко С.И. Влияние неметаллических включений на развитие деформации стальной матрицы. // Обработка металлов давлением: межвузовский сборник. -Свердловск: изд. УПИ, 1982. Вып. 9. - С. 11 - 114.

226. Бердиков В.Р., Пушкарев О.И., Хведорук А.Л. Определение прочности сцепления покрытия с подложкой методом микровдавливания // Заводская лаборатория. 1978. -№ 12. - С. 47 - 53.

227. Гузанов Б.Н., Косицын С.В., Пугачева Н.Б. Упрочняющие защитные покрытия в машиностроении. Екатеринбург: УрОРАН, 2004. - 244 с.

228. Klower J. Factors affecting the oxidation behavior of thin Fe-Cr-Al Fails. Pt 1. Effect of foil dimensions // Mater, and Corros. 1998. - V. 49. - № 10. - P. 758 - 763.

229. Jedlinski J, Borchardt G., Mrowec S. The influence of reactive elements on the degradation of commercial Fe-23Cr-5Al alloys at high temheratures// Werkst. Und Korros. 1990. - Vil. 41. -№ 12.-S. 701 -709.

230. Nobori T e.a. Окисление при высоких температурах фольги из нержавеющей стали с высокой концентрацией алюминия в поверхностном слое // Дзайрё то пуросэсу — Curr. Adv. Mater. And Proc. 1991. - V. 4. -№ 3. - P. 912.

231. Горелик C.C. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1978.568 с.

232. Пугачева Н.Б., Косицын С.В. Бабич Н.В. Термодиффузионные покрытия на основе ферросплавов с РЗМ // Физика и химия обработки материалов. 1998. - № 4. - С. 42 -48.

233. Свойства, получение и применение тугоплавких соединений: справочник / Под ред Т.Я. Косолаповой. М: Металлургия, 1986. - 928 с.

234. Многокомпонентные упрочняющие покрытия для высокотемпературных деталей мощных дизелей / Н.Б. Вандышева (Пугачева), П.А. Федоров, Н.В. Клюева и др. // Защитные покрытия на металлах. Киев: Наукова думка, 1990. - Вып.24. - С. 100-104.

235. Дворецкий О.В., Литвинов B.C., Чумакова Л.Д. Фазовые и структурные превращения при алитировании хромоникелевой стали // Межвузовский сборник: Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1989. - Вып. 14. - С. 116 - 120.

236. Булычева З.Н., Толочко М.Н., Свежова С.И., Кондратьев В.К. Влияние хрома на упорядочение сплавов Fe-Al // Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов. -Киев: Наукова Думка, 1968. С. 120 - 124.

237. Физические свойства сталей и сплавов, применяемых в энергетике: справочник / Под ред. Б.Е. Неймарк. Л.: «Энергия», 1967. - 324 с.

238. Кацнельсон А.А. Ближний порядок в твердых растворах металлов // Соросов-ский образовательный журнал. 1999. -№11. - С. 110-116.

239. Лившиц Б.Г., Крапошин B.C., Линецкий ЯЛ. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980. - 320с.

240. Иверонова В.И., Кайнельсон А.А. Ближний порядок и физические свойства однофазных сплавов // Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов. Киев: Нау-коваДумка, 1968.-С. 14-22.

241. Колмогоров B.JT. Механика обработки металлов давлением. М.: Металлургия, 1986.-688 с.

242. Разработка фольги из термостойкой стали, выполняющую функцию металлического носителя / Yamanaka Mikio // Дзайре то Поросэсу: Curr. Adv. Mater, and Proc. 1991. -V. 4. - № 6. - С. 1784-1787.

243. Тур У .Я., Серебряков К.Б., Желобов JT.A. Устройство автомобиля: учебник для учащихся автотранспортных ВУЗов. М.: Машиностроение, 1991. - 353 с.

244. Современные жаростойкие материалы: справ, изд. под ред. С. Мровсц, И. Вер-бера Пер. с польского под ред. С.Б. Масленкова. - М.: Металлургия, 1986. - 360 с.

245. Повышение жаростойкости металлических блоков-носителей катализатора методом газофазного алитирования / С.В. Косицын С.В., В.В. Корольков В.В., Н.Б. Пугачева и др. // Кинетика и катализ. 1998. - Т. 39. - № 5. - С. 707-712.

246. Фромм Е., Гебхард Е. Газы и углерод в металлах: пер. с нем. М.: Металлургия, 1980.-712 с.

247. Пугачева Н.Б., Экземплярова Е.О., Задворкин С.М. Влияние алюминия на структуру и физические свойства сплавов Fe-Cr-AI // Металлы, 2006. № 1. - С 68 - 75.

248. Стали и сплавы. Марочник: справ, изд. / В.Г. Сорокин и др.; научная ред. В.Г. Сорокина, М.А. Гервасьева. М.: Интермет Инжиниринг, 2003. - 608 с.

249. Тихонов А.А. Обоснование и разработка технологии алитирования при ремонте деталей гидроагрегатов сельскохозяйственной техники: Дис. . к-та техн. наук 05.16.01; защищена 17.05.92 г. Саранск, 1992. - 250 с.

250. Вандышева (Пугачева) Н.Б. Разработка составов и технологии нанесения термодиффузионных модифицированных алюминидных покрытий повышенной коррозионной стойкости: Дис. . к-та техн. наук 05.16.01; защищена 17.12.96 г. Свердловск, 1986. - 243 с.

251. Иванов Е.Г., Коломыцев П.Т. Влияние РЗМ и магния на защитные свойства диффузионных покрытий // Защитные покрытия на металлах. Киев: Наукова Думка, 1975. -Вып.9. - С. 167-171.

252. Векслер Ю.Г., Куприянов И.Л., Комплексное поверхностное насыщение сплава ЖС6К алюминием и танталом, алюминием и ниобием // Защитные покрытия на металлах. -Киев: Наукова Думка, 1971. Вып. 5. - С. 124- 127.

253. Модифицированное алюмосилицидное покрытие для жаропрочных никелевых сплавов / Б.Н. Гузанов, С.В. Косицын, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др. // Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. -№1. - С. 21-23.

254. Коррозионная стойкость легированных алюминидных покрытий / Б.Н. Гузанов, С.В. Косицын, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др. // Энергомашиностроение. 1984. - № 1. -С. 72 - 74.

255. Влияние состава и структуры жаропрочных никелевых сплавов на строение и свойства диффузионных покрытий / С.В. Косицын, Н.Б. Вандышева (Пугачева), Б.Н. Гузанов и др. // Защитные покрытия на металлах. Киев: Наукова думка, 1987. - В. 21. - С. 20 -24.

256. А. с. 1059923 СССР, МКИ3 С 23 С 9/04. Состав для алюмосилицирования изделий / Б.Н. Гузанов, В.Г. Сорокин, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др. (СССР). № 3418786/22-02; заявл. 07.04.82; опубл. 30.09.83, Бюл. № 9 - С. 123.

257. Исследование повреждаемости шликерных алюмосилипидных покрытий в процессе эксплуатации лопаток авиационных ГТД / Ю.Г. Смирнов, М.А. Лебедева, Н.Б. Ван-дышева (Пугачева) и др. // Авиационная промышленность. 1988. - № 1. - С. 68-71.

258. Лавес Ф. Кристаллическая структура и размеры атомов // Теория фаз в сплавах. М.: Металлургия, 1961. - С. 111 - 199.

259. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов: в 2 томах. М.: Метал-лургиздат, 1962. - 1488 с.

260. Рысс М.А. Производство ферросплавов. М.: Металлургия, 1985. - 344с.

261. Косицын С.В., Гузанов Б.Н, Вандышева (Пугачева) Н.Б., Бабынькин А.Н. Термодинамический анализ газовой фазы при термодиффузионном алюмосилицировапии / Известия АН СССР. Неорганические материалы. — 1985. № 9. - С. 1579 — 1582.

262. Влияние условий эксплуатации на долговечность многокомпонентных покрытий лопаток турбин / В.А. Андреев В.А., Б.Н. Гузанов Б.Н., Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др. // Технологии судостроения. 1985. -№ 12. - С. 110—113.

263. Структурные и фазовые превращения в сплавах системы Ni-Co-Cr-AI-Y / Б.Н. Гузанов, С.В. Косицын, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др. // Межвузовский сборник: Термическая обработка и физика металлов. Свердловск: УПИ, 1986. - Вып. 11. - С. 106 - 112.

264. Гузанов Б. Н., Сорокин В. Г., Косицын С. В. Влияние защитных покрытий на механические свойства жаропрочных сплавов // Проблемы прочности. 1984. - № 1. - С. 100-103.

265. Влияние структуры защитных покрытий системы Al-Si на сопротивление усталости сплава ЭП539ЛМ / В.П. Лесников, В.В. Грибов, Е.Г. Лесникова и др. // Защитные покрытия на металлах. Киев: Наукова думка, 1987. - Вып. 21. - С. 84-87.

266. Влияние защитных покрытий на высокотемпературную усталость жаропрочных сплавов / Ю.Г. Векслер, В.В. Грибов, В.П. Лесников и др. // Проблемы прочности. 1986. № 8. - С. 76-78.

267. Пугачева Н.Б., Косицын С.В. Особенности разрушения никелевых сплавов с диффузионным алюминидным покрытием при испытаниях на растяжение и малоцикловую усталость // Металловедение и термическая обработка металлов. 1999. - № 3. - С. 25-28.

268. Рыбников А.И., Гецов Л.Б. Термическая обработка лопаток с покрытиями // Металловедение и термическая обработка металлов. 1995. - №9. - С. 21-25.

269. А.с. 1349323 СССР, МКИ4 С 23 С 12/02. Состав для алюмосилицирования жаропрочных никелевых сплавов / С.В. Косицын, Б.Н. Гузанов, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др. (СССР). № 4006847/22-02; заявл. 13.01.86; опубл. 28.07.87, Бюл. № 7. - С. 118.

270. Rivin. V.G. Raynor G.V. Phase equilibria in iron ternary alloys / Critical evaluation of constitution of aluminum-iron-silicon system // Int. Metals Rev. 1981. - V. 26. - № 3. - P. 133152.

271. Бор, его соединения и сплавы / Г.В. Самсонов, Л.Я. Марковский, А.Ф. Жигач и др. Киев: Из-во АН УССР, 1960. - 590 с.

272. Пигрова Г.Д. Боридные фазы в сплавах на никелевой основе // Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. - № 10. - С. 28 - 30.

273. Влияние замены углерода бором на структуру и свойства никелевого сплава с высоким содержанием титана / Ю.Г. Векслер, В.П. Лесников, А.А. Копылов и др. // Физика металлов и металловедение. 1985. - Т. 60. - Вып. 1. - С. 82 - 87.

274. Влияние легирования на фазовые превращения и свойства никелевого сплава / А.А. Копылов, В.П. Лесников, В.В. Богаевский и др.// Физика металлов и металловедение. -1986. Т. 62. - Вып. 1. - С 145 - 154.

275. Темпрературоустойчивые износостойкие покрытия, содержащие бориды хрома/ Н.В. Обабков, В.Г. Сорокин, Б.Н. Гузанов и др. // Высокотемпературная защита материалов. -Л.: Наука, 1981.-С. 159- 163.

276. Сравнительные испытания жаростойких покрытий на никелевом сплаве ЖС6К / Ю.М. Лахтин, В.А. Бородин, Я.Д. Коган и др. // Защита металлов, 1978. Т. 14. - Вып. 4. - С. 490, 491.

277. Кузнецов В.П., Лесников В.П., С.А. Мубояджян, О.В. Репина. Градиентные комплексные защитные покрытия для монокристальных турбинных лопаток теплонагру-женных ГТД / Металловедение и термическая обработка металлов. 2007. - С. 41 - 48.

278. Пугачева Н.Б., Мазаева Е.С. Защитные свойства высокотемпературных комбинированных покрытий // Физика и химия обработки материалов. 2001. - № 4. - С. 82 - 89.

279. Жданов Г.С. Физика твердого тела.- М.: МГУ, 1961. 502 с.

280. Акт использования результатов работы на ООО «НПО «Битек»

281. Генеральный директор ООО «Научно-производственная фирма «Битек», доцент, к.т.н.1. Главный технолог, к.т.н1. Б.Н. Пойгин

282. Представление к присвоению медали лауреата Международной специализированнойвыставки «МЕТАЛЛ-ЭКСПО-2О07»

283. Блокирующее кольцо синхронизатора. Долговечность. Снижение материальных затратдеталь деталькольцевая заготовка штампованная заготовка мод. 2108 мод. 2110

284. ЭКОНОМИЧЕСКИЙ ЭФФЕКТ от внедренных мероприятий составил 20 млн. руб.

285. XIII-TH INTERNATIONAL INDUSTRIAL EXHIBITION METAL'EXPO'20071. Награждается коллектив

286. Копыл М.Д., Котляров И.В., Денисов П.М., Борисова В.Г., Малыхин М.В., Титова А.Г., Волков М.И., Жукова Л.С., Овчинников А.С., Смирнов С.В., Пугачева Н.Б.)1. Председатель

287. Совета директоров «Металл-Экспо»c/f/vw^— А.Г.Романова.г.:г. Москва, 15 попбря 2007 г.

288. Акт использования результатов работы на Уральском турбинном заводе1. Утверждаю:

289. Технический директор ЗАО «УТЗ»а ."4/ /Г',• > дакугЛО»™'/,;1. АКТ ИСПОЛЩ,ВА£Ш#л Щ)результатов^НШ?;-—г ^'-dy

290. Технология нанесения шликерного алюмосилицидпого покрытия

291. Приготовления шликера для алюмосилицирования сталей и сплавов с использованием фромофосфатного связующего представляет собой многостадийную последовательность операций, отклонение от которой снижает качество получаемых покрытий.

292. Смешивание порошка окисла MgO с водой с протеканием реакции

293. MgO + Н20 Mg(OH) Окись магния плохо растворима в воде, поэтому большая её часть остаётся в виде взвеси. Приготовленный раствор должен иметь слабощелочную среду (рН=10).

294. Растворение хромового ангидрида в щелочной среде щликера с образованием хромата магния MgCr04. При этом раствор сохраняет слабощелочную среду (рН=9), принимает оранжевую окраску, непрозрачен из-за взвеси дисперсной окиси магния.

295. Добавление ортофосфорной кислоты с увеличением кислотности среды шликера до рН=1. Раствор при этом сильно разогревается, становится прозрачным, имеет оранжевый цвет.

296. Введение порошка алюминия с образованием фосфатов А1(Н2Р04)2 и А1(НР04)з. При этом в растворе присутствуют также фосфаты магния и хроматы магния (рН=2,2). Большая часть металлического порошка не растворяется и со временем оседает на дно.

297. При выборе состава хромофосфатного связующего шликера использованы данные монографии М.М.

298. Сычёва «Неорганические клеи». JL: Химия, 1986. 152 с.

299. Жидкая часть шликера приобретает густой буро-зелёный цвет часть шестивалентного хрома восстанавливается до трёхвалентного.

300. Введение порошка кремния не приводит к изменению кислотности и цвета раствора.

301. При нанесении шликера следует избегать наплывов, поскольку это приводит к образованию покрытия разной толщины (от 50 до 150 мкм). Необходим обязательный подогрев сплава перед окраской до температур 60-100°С, чтобы шликер не стекал с поверхности.

302. Для получения хорошей адгезии шликера желательно проведение предварительной обработки поверхности сплава. Адгезия шликера увеличивается в ряду: шлифование -литая поверхность пескоструйная обработка.

303. После отжига поверхность детали должна быть тёмно-серого цвета (допускается чёрный цвет), без шероховатостей (сохраняется класс обработки исходной поверхности до ХТО).

304. Покрытие содержит магний в тонком приповерхностном слое в малых количествах (около 1 мае. %). Магний можно зафиксировать при микрорентгеноспектральном анализе поверхности детали после ХТО.

305. По структуре и характеру распределения элементов шликерные покрытия идентичны получаемым в контейнерах с порошковой смесью ферросплавов. Отличие заключается в меньшем содержании алюминия при одинаковых температурах и длительностях насыщения.

306. Характер распределения элементов в покрытии 23Al-5Si показан на рисунке Г.

307. Для выбора состава металлического наполнителя шликера и режима ХТО следует руководствоваться данными таблицы.