Geum.ru
Авторефераты по всем темам  >>  Авторефераты по техническим специальностям

На правах рукописи

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

Томск - 2008

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 доктор технических наук Кашин Олег Александрович

Ведущая организация: Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова, г. Магнитогорск, Челябинская область

Защита состоится У___Ф___________2008 г. в ________ часов 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

Автореферат разослан У___Ф___________________200__ г.

Учёный 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 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.

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, Л.Е. Попова, Б.А. Колачева, А.А.

Смирнова, Э.В. Козлова, Н.А. Коневой, В.С. Литвинова, Б.А. Гринберг, В.Г. Пушина 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 решёткой В2, упорядоченной по типу CsCl, одни могут существовать в соответствующих сплавах в определённых температурных интервалах (в системе CuZn только при температурах ниже 454 - 4680С), 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 (+)латуни с содержанием -фазы CuZn не менее 30 об. % используют для изготовления деталей машиностроения, работающих в условиях износа, в том числе и в коррозионно-активных средах. Интерметаллиды NiAl, CoAl, FeAl являются основой современных жаростойких покрытий, используемых для защиты поверхности лопаточного аппарата газотурбинных двигателей (ГТД), эксплуатируемых в максимально жёстких условиях нестационарного воздействия высоких рабочих температур (вплоть до 1300С) и высокоскоростного газового потока продуктов сгорания топлива. За счёт создания композиции сплав-покрытие высокая жаропрочность сплаваосновы (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, бориды, карбиды и т.п. Эти соединения имеют, как правило, сложные кристаллические решётки, обладают высокими значениями твёрдости, повышенной хрупкостью, существенно отличаются от металлических составляющих сплавов по теплофизическим 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, боридов 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 сплавпокрытие.

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, микротвёрдость, функциональная зависимость сопротивления деформации л 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 (+)-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-расчётный метод исследования локализованной 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 (+)-латуней с используемыми для их легирования алюминиевыми сплавами, заключающаяся в образовании во всех исследованных марках латуней силицидов М5Si3 (где М - Fe, Mn и/или Ni), центрами формирования которых являются соединения - (Fe2SiAl6) и - (FeSiAl5) алюминиевых сплавов.

2. Разработаны режимы термической обработки легированных (+)-латуней, позволяющие регулировать количество и морфологию В2 фазы -CuZn, а также образование L10 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 Вфазы (Fe,Cr)Al.

4. Обоснованы пути повышения долговечности высокотемпературных покрытий на основе В2 фазы NiAl за счёт фиксированного содержания кремния на уровне 2 мас. %, легирования бором или комбинирования нескольких слоёв, 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 (+)-латуней, позволяющие регулировать технологические и эксплуатационные свойства сплавов за счет:

- изменения марочного интервала содержания алюминия в пределах 5 - 6 мас. % 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 мас. %, что гарантирует формирование частиц силицидов (Fe,Mn)5Si3 размерами не более 40 мкм;

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

- закалки из -области, сопровождаемой мартенситным превращением, с последующим отпуском при 270С, 4 часа для повышения износостойкости латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1.

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 термодиффузионного алюмосилицирования и алюмоборосилицирования 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 мас. %, легирования бором до 1 мас. % и последовательного нанесения диффузионных и напыляемых слоёв.

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 (+)-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 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 Fe-Cr-Al позволили разработать технологию получения материала с принципиально новым комплексом свойств, в том числе технологию получения ме таллического 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 ГТН16, 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 1985-2007 годов в лаборатории диффузионных покрытий отдела технологии поверхностного упрочнения и защитных покрытий Центрального научноисследовательского 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 физикомеханических свойств, воспроизводимостью результатов эксперимента и сравнением с литературными данными, практическим использованием и патентоспособностью разработанных сплавов и покрытий.

ичный 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, 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 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 Металл-Экспо-2007.

Публикации. По результатам проведенных исследований опубликовано 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, 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.

Первой раздел диссертационной работы Особенности строения, физикомеханические свойства и методы исследования гетерофазных сплавов и покрытий с В2, DO3, L12 фазами. В нём проведён анализ работ, посвященных влиянию этих интерметаллидов на структуру и свойства сплавов и покрытий. Показано, что В2, DO3, 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, DO3 и L12 структурами: (+)латуней, жаростойких сплавов систем Fe-Al и Fe-Al-Cr, жаропрочных никелевых (+) сплавов, - и (+) 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 структурнонеоднородных материалов. Показана необходимость базирования такого моделирования на зависимостях сопротивления деформации УЦФ, определённых in situ для каждой структурной составляющей по результатам микроиндентирования. Дан обзор работ современных учёных 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 (+)-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, 45Х, 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 (мас.%) Fe-50Al, Fe-75Si, Fe-75Si-6(La, Ce), а также специально разработанных комплексных сплавов Fe-Al-Si-(La,Ce). Для легирования алюмосилицидных 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 микротвёрдости и толщины покрытий выполняли на микротвердомерах ПМТ-3 и Leica VM HT AUTO по стандартным методикам. Для построения кривых нагружения по восстановленному отпечатку на микротвердомере ПМТ-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 ТР 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 1000С.

Для определения модуля упругости использовали формулу:

1- (1) E = 2 - A dh dht 1- t - dP dP Et dht где А - площадь проекции отпечатка, мм2; - податливость испытательной машиdP ны (величина обратная жёсткости); , t, Е, Еt - коэффициенты Пуассона и модули упругости материала образца и индентора, соответственно. Приняты следующие значения t и Еt для алмазной пирамиды Виккерса : t=0,07, Еt=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 tисп=25, 700, 900 и 950С, малоцикловая усталость при tисп=900С) образцов из жаропрочных никелевых сплавов с покрытиями выполняли на универсальной испытательной машине типа 1251 фирмы "INSTRON" по стандартным методикам. Длительную прочность образцов с покрытиями оценивали на испытательной машине АИМА-5 при напряжении 250 МПа и температуре 900С.

Стойкость покрытий к растрескиванию при смене температур определяли по результатам термоциклирования образцов по двум режимам: 1 - нагрев до 9000С, выдержка 15 мин., охлаждение в холодной воде; 2 - нагрев до 11000С, 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 путём 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 1200С 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 900С.

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 ("телескопирование" 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 HT 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 СuК, СоК и СrK. Микрорентгеноспектральные исследования выполняли с помощью анализаторов CAMEBAX, 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 23мм ) и 1350 мм.

окализация пластической деформации и разрушение структурных составляющих сплавов исследованы оригинальным экспериментально-расчётным 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) расчёт распределения параметров НДС в процессе осадки и обработки резанием; 5) проведение физического эксперимента.

Моделирование процесса вдавливания конического индентора осуществляли с использованием программного комплекса (ПК) УПЛАСТ-СОЕРФ. 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:

=ab, (2) где а и в - эмпирические коэффициенты. На поверхности контакта учитывается действие закона трения Амонтона-Кулона:

тр = P, (3) где, тр - напряжение трения, - коэффициент трения, P - удельное давление.

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

n F(a,b) = [P (hi)- P(hi) min p n (4) i =1 где Рр и Рэ - расчетное и экспериментальное усилия соответственно; hi - глубина внедрения индентора при различных нагрузках; n - 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 использовали координаты точек шлифа, в которых фотографировали микроструктуру. По фотоснимкам задавали геометрию представительного объёма 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.

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.

б а - межфазный слой;

- - твердый раствор цинка и легирующих элементов в меди;

- (+) - колонии;

- силициды (Fe,Mn)5Si3;

Рисунок 1 - Общий вид расчетной геометрической модели структуры сплава ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1: a - центральная ячейка; бЦ общий вид ансамбля При испытаниях образцов латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 на осадку (вплоть до возникновения на образцах диагональной скалывающей трещины) определяли степень деформации образца в момент разрушения р по формуле:

h = 2 ln (5) h1, где h0 и h1 - 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 УCOSMOS/MФ. Определяли следующие параметры НДС:

- показатель напряженного состояния k:

3 k =, (6) s где - среднее нормальное (гидростатическое) напряжение, s - интенсивность напряжений (сопротивление деформации); при k > 0 напряженное состояние характеризуется преобладанием растягивающих напряжений, а при k < 0 - сжимающих;

- накопленная степень деформации сдвига , определяемая как сумма приращений на шаге нагружения:

где ij - компоненты тензора приращений пластической деформации.

(7) = 2 ijij, Расчёты термонапряжённого состояния сотовой конструкции металлического блока-носителя каталитического нейтрализатора при нагреве от 20 до 600 и 9000С были проведены с помощью ПК ANSYS-8,0. Моделирование нагрева было 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 (+)-латуней в зависимости от химического состава и режимов термической обработки представлены результаты анализа структуры, химического и фазового состава легированных (+)-латуней, занимающих на диаграмме Cu-Zn положение от 34 до 47 мас. % Zn (рассчитано значение эквивалентного содержания цинка с учётом цинковых эквивалентов Гийе для легирующих элементов). Деформируемая латунь марки ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 после стандартного режима термообработки (прессование при 7400С + отжиг 4800С, 3 ч) содержит наименьшее количество -фазы со структурой В2 (от до 24 об %), а латунь марки ЛМцАЖН 59-3,5-2,5-0,5-0,4 - максимальное её количество (от 78 до 94 об. %). Поскольку эти сплавы находятся вблизи границы 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 твердого раствора легирующих элементов в меди и Цфазы на основе электронного соединения CuZn (В2), силициды (Fe,Mn,Ni)5Si3. 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 Fe и Si, которые практически не растворимы в твердом алюминии и образуют тройные промежуточные фазы - (Fe2SiAl6) и - (FeSiAl5), распола гающиеся по границам зерен в виде прослоек, а также в виде отдельных включений внутри зерна. Объемная доля таких включений в первичном алюминии марок А0, А5, А6, А7 составляет около 2 об. %, а во вторичном - 6 об. %.

(Fe,Mn)5Si(Fe,Mn)5Si + 50 мкм а Mn5Si3 50 мкм б (Fe,Mn)5Si(Fe,Mn)5Si 50 мкм 50 мкм г в Рисунок 2 - Микроструктура исследованных (+)-латуней после прессования при 7400С и отжига 4800С, 3 ч.: 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,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 - и -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 частицыконгломераты (рисунок 3 а), которые характеризуются неоднородностью по химическому составу. Внутри них зафиксированы центры, обогащенные железом и алюминием, по химическому составу соответствующие тройному химическому соединению -(Fe2SiAl6). Это обстоятельство позволяет представить их как зародыши начала кристаллизации силицидов. С другой стороны увеличилось количество силицидов Mn5Si3, имеющих характерное для эвтектики УскелетообразноеФ строение (рис. 3 б).

Результаты количественного анализа структуры латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-22-1 с различным содержанием алюминия (5,0 - 5,62 мас. %) показали, что небольшое увеличение его концентрации приводит к увеличению количества упорядоченной 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, использовании более дешевых п5ри моторных масел.

Увеличение количества железа в латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 (от 1,59 до 2,94 мас. %) приводит к росту объемной доли частиц силицидов на 7 об %. При этом заметно меняется соотношение количества частиц (Fe,Mn)5Si3 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.

(Fe,Mn)5Si(Fe,Mn)5SiMn5SiMn5Si100 мкм 2 мм а б Рисунок 3 - Морфология частиц (Fe,Mn)5Si3 в латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1, выплавленной с использованием вторичного алюминия: а - частица-конгломерат;

эвтектические силициды Mn5SiНаличие 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 (Fe,Mn)5Si3 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.

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

Таблица 1 - Влияние скорости охлаждения на количество фаз в (+)-латунях, об.% Марка Условия охлаж- М5Si3 Pb НRB латуни дения из области ЛМцАЖКС с печью 56 - 82 7 - 24 10 - 20 1 - 2 70-7-5-2-2-1 на воздухе 35 - 40 33 - 43 10 - 20 1 - 2 в воде 8 - 12 60 - 78 10 - 20 1 - 2 ЛМцСКА с печью 45 - 48 43 - 45 5 - 10 1 - 2 58-2-2-1-1 на воздухе 30 - 32 56 - 58 5 - 10 1 - 2 в воде 2 - 3 86 - 88 5 - 10 1 - 2 ЛМцКНС с печью 60 - 90 0 - 30 5 - 8 0,6-1,4 58-3-1,5-1,5-1 на воздухе 30 - 45 40 - 60 5 - 8 0,6-1,4 ЛМцАЖН 59- на воздухе 2 - 15 78 - 94 3 - 5 1 - 2 3,5-2,5-0,5-0,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 -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 - 480С (в двухфазной (+)-области) длительностью не менее 3 часов с остыванием на воздухе. Такого количества -фазы достаточно для обеспечения релаксации внутренних напряжений в заготовках и исключения возможности их растрескивания.

При нагреве и выдержке (+)-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 - 700С) в неупорядоченной -фазе происходит образование крупных частиц -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 -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 -фазы (температуры 780 - 820С) с последующим охлаждением на воздухе позволяют получать бо лее дисперсную структуру (рис. 5 а, б). Быстрое охлаждение из однофазной области в воде для большинства исследованных марок латуней приводит к формированию В2 фазы по всему объему сплава, мелкодисперсные частицы -фазы успевают выделиться лишь по границам -зерен в количестве менее 2 об.% (рис. 5 в).

(Fe,Mn)5Si (Fe,Mn)5Si 100 мкм 200 мкм а б (Fe,Mn)5Si М (Fe,Mn)5Si 50 мкм в 100 мкм г Рисунок 5 - Микроструктура (+)-латуней после выдержки при 8000С, 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 - 8200С происходит перераспределение легирующих элементов между фазовыми составляющими этого сплава, в результате чего -фаза обогащается марганцем и кремнием, становится возможным образование мелкодисперсных (менее 0,1 мкм) силицидов Mn5Si3, упрочняющих сплав (рисунок 6 б). При нагреве и выдержке при более низких температурах в интервале 760-770С изменения химического состава -фазы и силицидов не происходит, не обнаружено и присутствие после закалки дисперсных частиц Mn5Si3. Повышение температуры нагрева под закалку до 900С приводит к образованию по границам -зёрен скелетообразных скоплений частиц Mn5Si3, характерных для продуктов эвтектического превращения (L+ Mn5Si3). Во-вторых, при охлаждении латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 в воде происходит образование L10 мартенсита (обозначен М на рисурках 5 г и 6 а). Втретьих, по границам Цзёрен успевают выделиться мелкие частицы - 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 2602700С приводит к превращению L10B2, о чём свидетельствуют результаты рентгеноструктурных и дилатометрических исследований. После отпуска при 2700С наблюдали мартенситные кристаллы более совершенной формы с чёткими границами и внутренним строением (рисунок 6 в). Между ними появились прослойки -фазы.

M M Mn5Si0,1 мкм 0,1 мкм 0,1 мкм а б в Рисунок 6 - Электронно-микроскопические изображения структуры сплава ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1: а, б) закалка от 800С в воде; в) закалка от 800С и отпуск при 2700С, 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 - и (+)-зерен, характерно наличие зон затрудненной деформации (минимальные значения ). 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 (Fe,Mn)5Si3 область затрудненной деформации становится больше, а уровень накопленной степени деформации в этой зоне меньше. Результаты моделирования совпадают с результатами физических экспериментов: наиболее неблагоприятными, с точки зрения деформируемости и вероятного образования трещин, являются крупные включения (Fe,Mn)5Si3 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 (Fe,Mn)5Si3 (Fe,Mn)5Si3 Mn5Si3 Mn5SiНДС равноосные игольчатые равноосные игольчатые Внут- Наруж- Внут- Наруж- Внут- Наруж- Внут- Наружренняя ная гра- ренняя ная гра- ренняя ная гра- реняя ная гра граница ница граница ница граница ница граница ница 0,37 0,92 0,5 2,0 0,22 0,32 0,54 1, max 0,08 0,4 0,02 1,0 0,13 0,24 0,3 0,min max +2,0 +3,2 +1,0 +4,4 +0,1 +1,25 +0,1 +1,k min -2,2 -3,8 -1,0 -1,4 -0,9 -0,4 -1,5 -2,g* 3 9 6 11 1 2 1 max +2,2 +1,7 +1,2 +3,Q min -3,8 -3,5 -4,0 -2,n** 0,33 0,06 0,4 0,*g - количество узлов на поверхности частицы силицидов, где действуют растягивающие напряжения, т.е. k>0;

** n - доля поверхности частицы силицидов, на которой должно быть расслоение по межфазной границе; определялась по соотношению количества узлов поверхности, для которых Q>0, к общему числу узлов поверхности частицы (Q - условная величина возможных отслоении по межфазной границе).

Таким образом, показано, что в случае существования упорядоченной В2 фазы в определенном температурном интервале, как например в (+)-латунях, возможно с помощью термической обработки регулировать её количество и морфологию, изменяя свойства сплавов. Особое внимание при этом следует уделять количеству и морфологии силицидов (Fe,Mn)5Si3, как наиболее хрупкой составляющей сплавов.

Исключить образование крупных частиц (Fe,Mn)5Si3 удаётся путём ограничения содержания железа в сплаве не более 2 мас. %.

В четвёртом разделе Влияние термодиффузионного алитирования тонких лент сплавов Fe-Cr-Al на их структуру и физико-механические свойства представлены результаты исследования формирования В2 структуры и изменения свойств тонких лент из промышленных фехралей 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 Fe-Al-Si-РЗМ при температурах 850-9000С приводит к градиентному распределению алюминия по сечению ленты с концентрацией его на поверхности до 30 мас. %. Внешний слой представляет собой упорядоченный по типу CsCl алюминид (Fe,Cr)Al толщиной 10 - 15 мкм, под ним - слой -твёрдого раствора на основе железа с доменами упорядочения В2 или DO3 толщиной около 5 - мкм. Центральную часть ленты составляет неупорядоченный -твёрдый раствор, легированный хромом и алюминием (рисунок 8).

а б 231000 21в 200 нм г Рисунок 7 - Микроструктура сплава Х15Ю5 в исходном состоянии (а) и после алитирования до 12 мас. % Al (б - г): а, б - светлопольные изображения, в - микродифракция; г - темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе (100)В+(Fe,Cr)3Al+ (Fe,Cr)Al -тв. р-р (Fe,Cr)Al 20 мкм Рисунок 8 - Микроструктура покрытия по толщине ленты из сплава Х15Ю5 после алитирования в контейнере с порошковой смесью на основе ферросплава Fe-Al-SiРЗМ при температуре 8500С, 4 ч.

Последующие высокотемпературные выдержки приводят к интенсивному перераспределению алюминия по толщине ленты: после 40-часовой выдержки в печи при температуре 10500С образцов, предварительно алитированных в контейнере с порошковой смесью на основе сплава Fe-Al-Si-РЗМ при температуре 8500С в течение 4 часов, концентрация алюминия выравнивается до уровня 18 мас. % по всей толщине ленты.

Насыщение алюминием при более высоких температурах (1000 - 11000С) в вакуумной камере позволяет получать равномерное увеличение содержания этого элемента по всей её толщине. Уже при 8 мас. % Al зафиксировано образование первых микродоменов с В2 структурой, которые при 12 мас. % 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 её толщины на 5 - 7 мкм (таблица 3). Неоднозначно изменилась плотность сплава d: можно отметить общую тенденцию к ее уменьшению. Увеличиваются значения модуля нормальной упругости (жёсткость), а также прочность этих сплавов, что особенно важно для тонкостенных нагревателей.

Таблица 3 - Химический состав и свойства сплавов Fe-Cr-Al после алитирования Содержание, Кол-во мас. % Толщи- d, кг/м3 Е, ГПа НV 0,05, гибов , № на лен- МПа до раз- мкОмм ты, мкм рушеAl Cr ния 1 5 14 50,4 7502,1 188 3200 78 1,42 7 13 52,3 7363,7 - 3800 30 1,73 8 13 53,5 7130,3 - 4100 28 1,94 9 13 54,2 6639,7 - 4400 26 1,85 10 12,5 54,4 6454,8 222 4800 20 1,86 12 12,2 54,2 6550,0 - 5200 18 1,97 13 12 54,7 6454,8 234 5400 15 2,08 14 12 54,5 6641,4 - 5600 13 1,69 15 11,5 55,0 6637,5 - 5800 10 1,610 16 11,2 56,8 6622,5 258 6200 8 1,911 17 11 56,9 5668,5 - 6400 5 2,412 24 9 57,1 5626,4 262 7200 1 2,4С ростом концентрации алюминия в сплавах Fe-Cr-Al возрастает твёрдость, но падает пластичность. Определённый запас пластичности обеспечивает окружающий В2 домены феррит, однако с уменьшением его доли в общем объёме сплава происходит охрупчивание. Начиная с 14 мас. % алюминия, растрескивание после испытаний на изгиб происходит существенно быстрее, а при 24 мас. % сплав ломается после первого изгиба.

Для сохранения удовлетворительной пластичности сплавов Fe-Cr-Al следует выбирать режим ХТО, который должен обеспечивать повышение содержания Al не более чем до 12 - 13 мас. %. Это осуществимо при температуре алитирования в ин тервале (1000 - 1050)0С и выдержках не более 4 часов в вакуумной камере. При алитировании уже готового изделия, условия эксплуатации которого не предусматривают воздействия механических нагрузок, например, нагревателей, вполне возможно проводить насыщение до более высоких (14 - 20 мас. %) концентраций Al.

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

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

Полученные результаты позволили предложить процесс алитирования лент из сплавов Fe-Cr-Al 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).

100 мкм 50 мкм 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 алитированных 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:

a1Al m1 + m Al a2 = 100%, (7) mгде m1 и m2 - масса блока, а1 и а2 - 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 m составляет 5 m 8 %. Такое условие выполняется, когда концентрация алюминия в фехралевой ленте достигает уровня 9,5-10 мас. %.

Расчёты термонапряженного состояния металлического блока нейтрализатора показали, что при нагреве до температуры 9000С участки плоской ленты должны деформироваться (рисунок 10). В гофрированной ленте при нагреве возникают рас- тягивающие 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 900С (60 МПа), поэтому не следует ожидать повреждения металла на этом участке. В узлах диффузионной сварки лент, являющихся наиболее важными Рисунок 10 - Деформация ленты блока элементами блока, расчётные значения при нагреве до 9000С (пунктиром напряжений при температурах выше показано исходное положение ленты) 750С достигают условного предела теку- чести, 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 алитированных 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 физикомеханические свойства ферритных сплавов системы Fe-Cr-Al 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.

В пятом разделе Разработка путей повышения защитных свойств высокотемпературных покрытий на основе В2 интерметаллидов (Ni,Co,Fe)Al 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, 45Х) 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 мас. %. При этом на поверхности деталей образуется достаточно пластичный слой на основе смеси алюминидов В2, DО3 и феррита.

20 мкм 50 мкм 50 мкм а б в Рисунок 11 - Характер повреждения В2 алюминидных покрытий при эксплуатации:

а - покрытие 35Al1 на стали Х15 после эксплуатационных испытаний золотниковой пары; б- покрытие 20Al-10Si на лопатках вертолётного ГТД; в - покрытие 30Al-5Si 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 - 1000С), 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 мас. %) и малом запасе кремния (не более 1 мас. %) происходит интенсивное диффузионное взаимодействие со сплавом-основой, что приводит к ускоренному исчерпанию защитных свойств и коррозионному разъеданию поверхности.

Более высокое содержание кремния (до 10 мас. %) в алюмосилицидных покрытиях 20Al-10Si существенно охрупчивает защитный слой, несмотря на довольно низкое содержание алюминия (18 - 20 мас. %). Это выражается в образовании тер Здесь и далее по тексту приведены составы покрытий в мас. %.

моусталостных радиальных трещин, которые зарождаются в диффузионной зоне на частицах силицидов (Cr,Ti)5Si3 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 1000С).

При содержании алюминия 30 мас. % и кремния 5 мас. % трещины зарождаются в диффузионной зоне покрытия (рисунок 11 в). Часто они не распространяются на всю толщину -слоя, поскольку при рабочих температурах алюминид NiAl 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 (Cr,Ti)5Si3 соединений кремния, имеющих кристаллическую решётку, близкую решётке В2 алюминида. Из всех известных соединений кремния с металлами, входящими в состав покрытий, с этой точки зрения наиболее подходит Сr3Si с кубической решёткой (пространственная группа Pm3n) и близкими 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 Cr3Si при термодиффузионном алюмосилицировании предложено использовать насыщающие смеси, позволяющие регулировать поступление этого элемента в защитный слой, а именно составы на основе порошков комплексных ферросплавов Fe-Al-Si и Fe-Al-Si-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 1050С.

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 Al 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 (Mo, W, Nb и др.) в коррозионно-стойкие бориды, бор на порядок повышает общую стойкость покрытия к газовой коррозии;

4) Образование боридов Cr2B, имеющих высокую твёрдость и близкие В2 алюминидам 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 мас. % основа лов до появления единицу длины перипервой трещины метра шлифа после циклов, мм-Al Si B 9000С 11000С 9000С 11000С 35 - - ЖС6У 1 1 6,2 6,28 - 30 5 - ЖС6У 5 5 2,7 4,28 - 30 3 - 4 - ЧС70 7 5 1,9 3,26 - 28 2 - ЖС6У 8 5 1,2 3,26 - 28 2 - ЧС70 10 5 0,7 2,26 - 28 2 1 - 2 ЖС6У 10 5 0,5 1,26 - 28 2 1 - 2 ЧС70 10 8 0,2 1,18 10 - ЖС6У 1 1 6,5 8,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 30Al-2Si-(Ce,La), состоящий из В2 алюминида NiAl и силицидов Cr3Si: второй - напылённый слой Ni(Co)-Cr-Al-Y, представляющий собой смесь В2 фаз с твёрдыми растворами (хрома в -твёрдом растворе никеля или кобальта); третий - керамический слой (ZrO2, Y2O3), последние два получены плазменным (рисунок 12) или атомно-ионным распылением.

плазменное покрытие 92Zr2O-8Y2Oплазменное покрытие 67Ni-20Cr12Al-1Y диффузионное покрытие 30Al-2Si 100 мкм Рисунок 12 - Микроструктура комбинированного трёхслойного покрытия Рис.5. Изменение средней скорости коррозии покрытий.

Сплав б/п 0 10203040Длительность испытаний, ч Долговечность данных композиций определяется прочностью сцепления слоёв, которая существенно повышается за счет диффузионного взаимодействия между ними при рабочих температурах 800 - 10000С. Наилучшим комплексом свойств обладают комбинированные покрытия (рисунок 13), в которых толщина металлических слоёв составляет не менее 30 мкм, а внешнего керамического - около 25 мкм.

Рисунок 13 - Изменение средней скорости коррозии покрытий на сплаве ЭИ929:

1 - диффузионное покрытие 30Al-2Si (30 мкм) + плазменное покрытие 92Zr2O-8Y2O3;

2 - диффузионное покрытие 30Al-2Si (15 мкм) + плазменное покрытие 67Ni-20Cr-12Al-1Y;

3 - диффузионное покрытие 30Al-2Si (60 мкм);

4 - плазменное покрытие 67Ni-20Cr-12Al-1Y + диффузионное покрытие 30Al-2Si; 5 - диффузионное покрытие 30Al-2Si (30 мкм) + плазменное покрытие 67Ni-20Cr-12Al-1Y + плазменное покрытие 92Zr2O-8Y2O3;

6 - комбинированное покрытие 5 + отжиг в вакууме 10500С.

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:

Скорость коррозии, г/мм ч - определение функциональных зависимостей сопротивления деформации и значений модуля Юнга для структурных составляющих, расположенных в исследуемом участке шлифа, по результатам микроиндентирования;

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

2. По результатам исследования влияния химического состава и режимов термообработки промышленных (+)-латуней, выплавленных с применением вторичного сырья, на их структуру и свойства установлено, что - все исследованные латуни независимо от степени их легирования содержат силициды М5Si3 (где М - Fe, Mn и/или Ni), центрами формирования которых являются соединения - (Fe2SiAl6) и - (FeSiAl5) алюминиевых сплавов;

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

- концентрация Fe в латуни не должна превышать 2 мас.%, что гарантирует формирование частиц (Fe,Mn)5Si3 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 -области (выше 760С) для формирования дисперсной (+)-структуры с размером зерна не более 40 мкм, обеспечивающей высокие технологические и эксплуатационные свойства;

- закалка из -области, сопровождаемая мартенситным превращением легированной латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1, с последующим отпуском при 270С в течение 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 мас. % на границе с внешней зоной до 6 мас.% на границе с основой. В процессе эксплуатации в течение 40 часов при 1000С 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 домены В2 фазы (Fe,Cr)Al. При росте концентрации алюминия до 13 мас.

% объем, занятый доменами, растет, и при содержании Al более 14 мас. % 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, 45Х), нержавеющей (12Х18Н10Т) и жаропрочной (ЭИ69) сталях, а также на жаропрочных никелевых сплавах (ЖС6У, ЭИ929, ЧC70 и других) предложены способы повышения их долговечности за счёт:

- выбора универсального состава насыщающей смеси, позволяющего ограничить концентрацию Si в покрытии 2 мас.%, что способствует формированию в диффузионной зоне покрытия силицидов Сr3Si, близких В2 фазе по кристаллическому строению и теплофизическим свойствам, и существенно снизить склонность к растрескиванию покрытий при термоциклировании;

- легирования бором, который при содержании 1 мас.% обеспечивает формирование в покрытии боридов Cr2B, 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 Ni-Co-Cr-Al-Y и теплозащитной керамики ZrO2-Y2O3;

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 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.ЦПетербург) и ПО Пенздизельмаш (г. Пенза) Основные результаты опубликованы в следующих работах:

1. 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 алюмосилицировании // Изв. АН СССР. Неорган. матер. Ц1985. - Т. 21, № 9. - С. 1579Ц1582.

3. Модифицированное алюмосилицидное покрытие для жаропрочных никелевых сплавов / Б.Н. Гузанов, С.В. Косицын, В.П. Кузнецов, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др. // МиТОМ. - 1985. - № 1. - C. 21Ц23.

4. Исследование повреждаемости шликерных алюмосилипидных покрытий в процессе эксплуатации лопаток авиационных ГТД / Ю.Г. Смирнов, М.А. Лебедева, Н.Б.

Вандышева (Пугачева) и др. // Авиационная промышленность. - 1988. - № 1. - С.

68Ц71.

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. 328Ц331.

6. Пугачева Н.Б., Косицын С.В., Бабич Н.В. Термодиффузионные жаростойкие покрытия на основе ферросплавов с РЗМ // ФизХОМ. - 1998. - № 4. - С. 42Ц48.

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. 707Ц712.

8. Пугачева Н.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 (Fe,Mn)5Si3 // ФММ. - 2000. - Т. 89, № 1. - С. 62Ц69.

10. Пугачева Н.Б., Мазаева Е.С. Защитные свойства высокотемпературных комбинированных покрытий // ФизХОМ. - 2001. - № 4. - С. 82Ц89.

11. Смирнов С.В., Пугачева Н.Б., Тропотов А.В., Солошенко А.Н. Сопротивление деформации структурных составляющих сложнолегированной латуни // ФММ. - 2001. - Т. 91, № 2. - С. 1Ц7.

12. Смирнов С.В., Пугачева Н.Б., Солошенко А.Н., Тропотов А.В. Исследование пластической деформации сложнолегированной латуни // ФММ. Ц2002. - Т. 93, № 6. - С. 91Ц100.

13. А.С. Овчинников, Л.М. Жукова, Н.Б. Пугачева и др. Свойства прутковопроволочной продукции из двухфазных свинцовистых латуней для скоростной обработки резанием на автоматах // Цветные металлы. - 2008. - № 2. - С. 91Ц99.

14. С.В. Смирнов, Н.Б. Пугачева, М.В. Мясникова и др. Микромеханика разрушения и деформации латуни // Физ. мезомех. - 2004. - № 7, Ч. 1. - С. 165Ц168.

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 (+)-латуней // МиТОМ. - 2007. - № 2. - С. 23Ц29.

17. Пугачева Н.Б., Панкратов А.А., Фролова Н.Ю., Котляров И.В. Структурные и фазовые превращения в +-латунях // Металлы. - 2006. - № 3. - С. 65Ц75.

18. Пугачева Н.Б., Экземплярова Е.О., Задворкин С.М. Исследование структуры и физических свойств сплавов Fe-Cr-Al // Металлы. - 2006. - № 1. - С. 68Ц75.

19. Пугачева Н.Б. Изменение термической обработкой структуры и свойств сплавов и покрытий с упорядоченной -фазой // МиТОМ. - 2007. - № 5. - С. 30Ц36.

20. Смирнов С.В., Пугачева Н.Б., Мясникова М.В. Диаграмма предельной деформации силицидов в сложнолегированной латуни // Деформация и разрушение материалов. - 2006. - № 8. - С. 34Ц39.

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. 89Ц97.

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. 224Ц235.

24. С.В. Смирнов, Н.Б. Пугачева, М.В. Мясникова и др. Микроструктурные особенности разрушения латуни // Вестник УГТУ-УПИ. - 2004. - № 22 (52). - С. 89Ц94.

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

Ц № 9. - С. 123.

26. АC. №1349323 (СССР). Состав для алюмосилицирования жаропрочных никелевых сплавов / Б.Н. Гузанов, С.В. Косицын, Н.Б. Вандышева (Пугачева) и др.; // БИ.

Ц 1987. - № 7. - С. 118.

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

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

Авторефераты по всем темам  >>  Авторефераты по техническим специальностям