Maryana yavorska, jan sieniawski, Tadeusz Gancarczyk Wpływ grubości powłoki platyny na trwałość warstwy aluminidkowej wytworzonej w procesie CVD na podłożu nadstopów niklu Inconel LC i CMSX WPROWADZENIE Poprawa sprawności turbiny silników lotniczych przez podwyższenie temperatury ich pracy jest możliwa przez zastosowanie efektywnych systemów chłodzenia łopatek szczególnie pierwszego i drugiego stopnia oraz wytworzenie na ich powierzchni roboczej dyfuzyjnych warstw ochronnych [, ]. Elementami części gorącej silników lotniczych narażonych na oddziaływanie szczególnie wysokiej temperatury jest turbina wysokiego ciśnienia oraz komora spalania temperatura gazów spalinowych wynosi ok. 65 C []. W silnie obciążonych łopatkach pierwszego i drugiego stopnia pod wpływem cykli cieplnych związanych ze startem i lądowaniem występuje intensywny proces degradacji ich warstwy wierzchniej. Ogranicza to resurs silnika i zapobiega zwiększeniu osiągów przez podwyższenie temperatury jego pracy. Zagadnienia ochrony przed korozją wysokotemperaturową dotyczą zarówno łopatek turbin silników lotniczych, jak i stacjonarnych. W turbinach stacjonarnych przeważają problemy korozji w środowisku gazów spalinowych, zawierających związki siarki []. W silnikach lotniczych natomiast problem odporności na utlenianie wysokotemperaturowe. Wymagany czas pracy turbin stacjonarnych wynosi >5 h, natomiast lotniczych > h []. Analiza danych literaturowych wskazuje, że warstwy aluminidkowe wytworzone metodą chemicznego osadzania z fazy gazowej (CVD) w procesie wysoko- i niskoaktywnym nie spełniają w pełni wymagań ich eksploatacji w warunkach dużych obciążeń cieplnych i mechanicznych [ 5]. Wyniki prowadzonych dotychczas badań pozwalają stwierdzić, że skutecznym sposobem zwiększenia trwałości eksploatacyjnej łopatek turbin jest modyfikowanie platyną wytwarzanej warstwy aluminidkowej [ ]. W pracach [, 5] wykazano, że wprowadzenie platyny zwiększa intensywnie żaroodporność warstwy tlenkowej Al O jednocześnie zmniejsza prędkość jej wzrostu. Ogranicza dyfuzję atomów aluminium do podłoża nadstopów niklu. Jednocześnie zmniejsza prędkość dyfuzji atomów pierwiastków stopowych podłoża do warstwy, a także zapobiega tworzeniu ich tlenków. Stwierdzono [9], że zwiększenie zawartości platyny w warstwie aluminidkowej poprawia jej żaroodporność. Proces tworzenia się warstwy odbywa się w wyniku reakcji chemicznych pomiędzy aluminium w stanie gazowym i platyną powłoką naniesioną na podłoże. Kinetyka wzrostu warstwy aluminidkowej jest determinowana prędkością dyfuzji atomów aluminium, platyny i niklu. Czynnikami oddziaływającymi na skład fazowy i mikrostrukturę warstwy aluminidkowej jest grubość galwanicznej powłoki platyny, temperatura, czas, natężenie przepływu reagentów gazowych oraz skład chemiczny podłoża z nadstopów niklu []. W pracy powłokę platyny o grubości i μm naniesiono metodą galwaniczną na podłożu nadstopów niklu Inconel LC i CMSX. Warstwę aluminidkową wytworzono w niskoaktywnym procesie aluminiowania metodą chemicznego osadzania z fazy gazowej (CVD). Ocenę efektywności procesu aluminiowania wykonano na podstawie wyników badań mikroskopowych (morfologia Mgr inż. Maryana Yavorska (mjavorska@rambler.ru), prof. dr hab. inż. Jan Sieniawski Uczelniane Laboratorium Badań Materiałów dla Przemysłu Lotniczego, Wydział Budowy Maszyn i Lotnictwa, Politechnika Rzeszowska, dr inż. Tadeusz Gancarczyk WSK "PZL-Rzeszów" mikrostruktury i głębokość warstwy) oraz analizie składu fazowego i chemicznego na powierzchni i przekroju warstwy. Trwałość warstwy aluminidkowej ustalono podczas próby zmęczenia cieplnego w temperaturze C w atmosferze powietrza. MATERIAŁ I METODYKA BADAŃ Do badań jako materiał podłoża przyjęto nadstopy niklu Inconel LC (polikrystaliczny) oraz CMSX (monokrystaliczny) (tab. ). Powłokę platyny o grubości i μm naniesiono metodą galwaniczną na podłożu z nadstopów niklu. Powierzchnię podłoża do platynowania galwanicznego rozwinięto i przygotowano przez: odtłuszczanie wstępne, trawienie, płukanie w zimnej wodzie, odtłuszczanie chemiczne, płukanie w gorącej i zimnej wodzie, aktywowanie i końcowe odtłuszczanie powierzchni. Aktywowanie powierzchni prowadzono w kąpieli o składzie chemicznym: 5 g/dm sól platyny cis-diaminodinitroplatyna Pt(NH ) (NO ) + g/dm kwas ortofosforowy H PO. W procesie aktywowania stosowano: gęstość prądu A/dm, czas min, anoda tytan platynowany. W procesie platynowania stosowano gęstość prądu, A/dm i uzyskano prędkość wzrostu powłoki platyny, μm/h. Wytworzono powłokę platyny o grubości i μm odpowiednio przez 9 i h. Po procesie platynowania powłoki płukano w zimnej wodzie przez ok. min i następnie w wodzie o temperaturze 9 C przez min. Wytworzone powłoki platyny w celu zwiększenia ich przyczepności do podłoża poddano wygrzewaniu w temperaturze 5 C, przez h w atmosferze argonu. Warstwy aluminidkowe wytwarzano na naniesionych powłokach platyny w niskoaktywnym procesie CVD (temperatura 5 C, czas 8 h) za pomocą urządzenia BPXPRO5S firmy IonBond w Uczelnianym Laboratorium Badań Materiałów dla Przemysłu Lotniczego Politechniki Rzeszowskiej. Atmosferę gazową chlorku AlCl wytwarzano w reaktorze zewnętrznym w temperaturze C. Nośnikiem gazowym w transporcie chlorku AlCl do retorty ze wsadem był wodór (H ). Gazy reakcyjne po procesie aluminiowania poddano neutralizacji. Kryteriami oceny wytworzonych warstw aluminidkowych na podłożu galwanicznej powłoki platyny po wygrzewaniu, aluminiowaniu oraz próbie utleniania wysokotemperaturowego były wyniki badań mikrostruktury warstwy wierzchniej prowadzonych za pomocą mikroskopu świetlnego Nikon, elektronowego mikroskopu skaningowego Hitachi S-N z przystawką do analizy składu chemicznego EDS. Skład fazowy modyfikowanej warstwy aluminidkowej określano metodą rentgenowskiej analizy fazowej za pomocą dyfraktometru ARL X TRA. Stosowano próbki po trawieniu odczynnikiem o składzie chemicznym: ml HNO + ml HF + ml H O. Próbę zmęczenia cieplnego warstwy aluminidkowej modyfikowanej platyną prowadzono w temperaturze C przez h w atmosferze powietrza w piecu komorowym FCF-V 5 HC firmy Czylok. Różnica w wartości temperatury w przestrzeni roboczej pieca < ±8 C. Zapewniano stały dopływ powietrza do przestrzeni roboczej pieca. Stosowano cykl cieplny wygrzewania w temperaturze C przez h (rys. ). Wykonano 5 cykli cieplnych wygrzewania i chłodzenia. Obserwowano po każdym cyklu po- NR / INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 8
Tabela. Skład chemiczny nadstopów niklu Inconel LC i CMSX Table. Chemical composition of Inconel LC and CMSX nickel base superalloy Nadstop Zawartość pierwiastków, % mas. Ni Cr C Mo Nb Ta Al Ti Co W Hf Fe S Si Re Inconel LC,,,5,6,96 5,,,8,9,, CMSX 6, 6,5,6 6,5 5,6 9 6, Temperatura, ºC 8 6 5 Wygrzewanie ºC/h Chłodzenie w powietrzu wierzchnię warstwy zachowanie się tlenków (przyczepność, odpadanie) i sposób utleniania (równomierne, lokalne, na krawędziach) oraz prowadzono pomiar masy próbek z dokładnością, g []. Ustalono zmianę masy próbek jako wartość ilorazu różnicy przyrostu masy w czasie utleniania i masy przed utlenianiem do pola powierzchni próbek przed utlenianiem. WYNIKI BADAŃ I ICH ANALIZA 8 Czas, h Rys.. Schemat cyklów utleniania podczas próby zmęczenia cieplnego Fig.. A scheme of cycles during oxidation Wygrzewanie w temperaturze 5 C galwanicznej powłoki platyny zapewniło dyfuzję atomów platyny i wytworzenie warstwy dyfuzyjnej o dużej przyczepności do podłoża nadstopów Inconel LC i CMSX. Warstwa ta tworzy się w procesie jednoczesnej, ale przeciwnie skierowanej, dyfuzji atomów platyny dyfuzja dordzeniowa oraz aluminium, niklu i chromu dyfuzja odrdzeniowa. Po wygrzewaniu dyfuzyjnym stwierdzono na powierzchni platyny zarówno obecność platyny, jak i pierwiastków stopowych podłoża niklu, chromu i aluminium []. Proces aluminiowania galwanicznej powłoki platyny o grubości μm na podłożu nadstopu niklu Inconel LC po wygrzewaniu zapewnia wytworzenie dyfuzyjnej warstwy aluminidkowej o głębokości ok. 5 μm (rys. a). Warstwę aluminidkową na podłożu Inconel LC charakteryzuje występowanie dwóch stref: zewnętrznej o zawartości aluminium ok. % at., niklu ok. 5 5% at. i platyny ok. % at. oraz wewnętrznej o dużej zawartości chromu (,8% at.), tytanu (,% at.) i molibdenu (,6% at.) (rys. a, tab. ). Chrom tworzy węgliki typu M C 6 na granicy stref zewnętrznej i dyfuzyjnej []. Kolumnowe wydzielenia twardych i kruchych faz Cr x Ni y Mo z w strefie wewnętrznej wzbogacone są w nikiel, tytan, chrom i molibden (obszar i 5 rys. a, tab. ). Kryształy w warstwie aluminidkowej modyfikowanej platyną (grubość powłoki μm) na podłożu Inconel LC mają kształt sferoidalny o średniej średnicy ok. 5 μm (rys. b). Stwierdzono, że głównym składnikiem mikrostruktury warstwy niemodyfikowanej są kryształy fazy NiAl []. Wprowadzenie do warstwy dyfuzyjnej platyny powoduje jej segregację do granic ziaren fazy NiAl (obszar rys. b, tab. ). Prowadzone badania mikroskopowe warstwy aluminidkowej modyfikowanej platyną o grubości powłoki μm na podłożu nadstopu CMSX pozwoliły określić jej głębokość wynosi ok. 5, μm. Stwierdzono również budowę dwustrefową tej warstwy (jak dla podłoża nadstopu Inconel LC) (rys. ). Analiza składu chemicznego w mikroobszarach warstwy wykazała największą zawartość platyny,% at. na głębokości ok. μm oraz,6% at. w obszarze strefy dyfuzyjnej (rys. a, tab. ). Pierwiastki o wysokiej temperaturze topnienia Ta, Ti, W, Hf i Re tworzą fazy międzymetaliczne μ, σ w strefie dyfuzyjnej []. Średnia średnica ziaren na powierzchni warstwy aluminidkowej na podłożu CMSX modyfikowanej platyną (grubość powłoki μm) wynosi ok. 5 μm. Granice tych ziaren charakteryzuje większa zawartość platyny, aluminium i mniejsza niklu w porównaniu z ich osnową (tab. ). Stwierdzono również równomierną zawartość platyny na przekroju warstwy zarówno w jej strefie zewnętrznej, jak i wewnętrznej (rys. ). a) b) Rys.. Mikrostruktura przekroju (a) oraz powierzchni (b) powłoki platyny (grubość μm) po wygrzewaniu (temperatura 5 C/ h) i po procesie aluminiowania metodą CVD (temperatura 5 C/8 h) na podłożu Inconel LC Fig.. Microstructure of cross-section (a) and surface (b) heat treated platinum ( μm thick) after aluminizing process at the 5 C for 8 h on Inconel LC Ni-base superalloy 8 5 6 8 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXII
Tabela. Skład chemiczny na przekroju i powierzchni powłoki platyny (grubość μm) po wygrzewaniu (temperatura 5 C/ h) i po procesie aluminiowania metodą CVD (temperatura 5 C/8 h) na podłożu Inconel LC (rys. a, b) Table. Chemical composition on the cross-section and surface of heat treated platinum ( μm thick ) after aluminizing process at the 5 C for 8 h on Inconel LC Ni-base superalloy (Fig. a, b) Obszar (rys. a, b) Zawartość pierwiastków, % at. Al Ti Cr Mo Ni Pt Przekrój,6,5, 5,5,, 6,6, 5,,,,9 8,96,65 5,5 8,9 5,55,8,8,6, 9,8 5 9,, 9,, 5,6, Powierzchnia 6,,, 55,88,,,, 5,8,95 8 8,5,58, 56,6,8 a) b) 6 5 9 Modyfikowanie platyną warstwy aluminidkowej (grubość warstwy galwanicznej i μm) prowadzi do jej rozpuszczania się w fazie β-nial. Ponieważ aktywność źródła nasycającego (chlorek AlCl ) jest mała, to po procesie aluminiowania uzyskuje się maksymalną zawartość aluminium < 5% at. Dlatego osnowę mikrostruktury warstwy stanową ziarna fazy (Ni, Pt)Al, a rozpuszczalność w niej platyny zwiększa się bez wydzielenia kruchej fazy PtAl (rys. 5). Zwiększenie grubości galwanicznej powłoki platyny na podłożu Inconel LC i CMSX zapewnia wzrost głębokości warstwy aluminidkowej wytwarzanej w procesie niskoaktywnym CVD (tab., rys. 6). Jednocześnie zwiększa się zawartość platyny na powierzchni warstwy dyfuzyjnej. Różnica w głębokości warstwy aluminidkowej modyfikowanej platyną (grubość i μm) na podłożu nadstopów Inconel LC i CMSX jest uwarunkowana ich składem chemicznym. Mniejsza głębokość wytworzonej warstwy aluminidkowej na podłożu nadstopu CMSX jest spowodowana mniejszą zawartością niklu w tym stopie oraz większą tantalu, tytanu, wolframu, renu w porównaniu z nadstopem Inconel LC [5]. Atomy pierwiastków o wysokiej temperaturze topnienia w strefie dyfuzyjnej stanowią barierę dla dyfuzji odrdzeniowej atomów niklu i hamują kinetykę wzrostu warstwy aluminidkowej. Wyniki prowadzonej próby zmęczenia cieplnego w temperaturze C przez h w atmosferze powietrza (5 cykli wygrzewania i chłodzenia) wykazały, że modyfikowanie platyną warstwy aluminidkowej zwiększa jej trwałość w porównaniu z materiałem podłoża oraz warstwy niemodyfikowanej. Stwierdzono również charakter paraboliczny krzywych utleniania. Ustalono, że modyfikowanie warstwy aluminidkowej platyną (grubość wartswy i μm) zapewnia lepszą ich żaroodporność nawet do h utleniania w powietrzu w temperaturze C w porównaniu z warstwą niemodyfikowaną (rys. ). Przyrost masy modyfikowanej warstwy aluminidkowej (grubość powłoki platyny μm) obserwowano w czasie utleniania 6 h. Zwiększenie czasu utleniania od 6 h do h powoduje zmniejszenie masy warstwy (rys. ). Warstwa aluminidkowa modyfikowana platyną (grubość powłoki μm) na podłożu Inconel LC charakteryzuje się dobrą żaroodpornością do czasu utleniania h w atmosferze powietrza. Warstwa aluminidkowa modyfikowana platyną wytworzona na podłożu CMSX (grubość powłoki i μm) ma dobre właściwości żaroodporne w temperaturze C do h utleniania. Rys.. Mikrostruktura przekroju (a) oraz powierzchni (b) powłoki platyny (grubość μm) po wygrzewaniu (temperatura 5 C/ h) i po procesie aluminiowania metodą CVD (temperatura 5 C/8 h) na podłożu CMSX Fig.. Microstructure of cross-section (a) and surface (b) heat treated platinum ( μm thick) after aluminizing process at the 5 C for 8 h on CMSX Ni-base superalloy Tabela. Skład chemiczny na przekroju i powierzchni powłoki platyny (grubość μm) po wygrzewaniu (temperatura 5 C/ h) i po procesie aluminiowania metodą CVD (temperatura 5 C/8 h) na podłożu CMSX (rys. a, b) Table. Chemical composition on the cross-section and surface of heat treated platinum ( μm thick ) after aluminizing process at the 5 C for 8 h on CMSX Ni-base superalloy (Fig. a, b) Obszar (rys. a, b) 8 Zawartość pierwiastków, % at. Al Ni Cr Mo W Re Pt Przekrój 8,,8,,,98,5,,86,8,,,,8, 8, 5,,86 9,8,8,8, 5,6,8,6 5 9,8,,9,8 Powierzchnia 6, 9,68,,66,96 5,6, 9,95,,, 8 8,,66,6,8 5,9 9 6,8 9,66,,5,6 NR / INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 8
a) Tabela. Wpływ składu chemicznego podłoża nadstopu niklu CMSX i Inconel LC i grubości galwanicznej powłoki na głębokość wytworzonej warstwy aluminidkowej oraz zawartość platyny i aluminium Table. The influence of platinum electroplating thickness on the aluminide coating thickness and platinum and aluminum content b) Nadstop niklu Grubość powłoki platyny, mm Inconel LC c) d) Rys.. Rozmieszczenie pierwiastków: a) niklu, b) aluminium, c) chromu, d) platyny na przekroju warstwy aluminidkowej modyfikowanej platyną (grubość powłoki μm) po wygrzewaniu (temperatura 5 C/ h) i aluminiowaniu (temperatura 5 C/8 h) metodą CVD na podłożu nadstopu niklu Inconel LC Fig.. Elements distribution on the cross-section of platinum modified aluminide coating ( μm platinum thick) on the Inconel LC nickel base superalloy deposited by CVD method at 5 C for 8 h: a) nickel, b) aluminium, c) chromium, d) platinum e, 5,,,9 55,, 8,8 5,8 5,,8 6, 9, 6,8, 6 55 5 5 5 Inconel LC 5 CMSX e 6 e 6 5 5 Rys. powłoki platyny na głębokość Rys.6.6.Wpływ Wpływgrubości grubościgalwanicznej galwanicznej powłoki platyny warstwy aluminidkowej Fig. 6. Influence of platinum electroplating thickness on the aluminide coating thickness 5 Grubość powłoki platyny, m e Sqrt (Counts) 5,5 5e Intensywność, imp/s 5 -Theta 5- Scale 6 Kąt, deg 5 6 8 8 9 DJRSP - File: DJRSPver.raw - Type: Th/Th locked - Start: 5. - End: 89.9 - Step:.6 - Step time:. s - Temp.: 5 C (Room) - Time Started: s - -Theta: 5. - Theta:.5 - Chi:. Operations: Back.(in Sqrt).,. Import -65- (I) - Aluminum Nickel - AlNi - Y: 5. % - d x by:. - WL:.556 - Cubic - a.88 - b.88 - c.88 - alpha 9. - beta 9. - gamma 9. - Primitive - Pm-m () - -.65 - I/Ic P Rys. 5. Dyfraktogram powierzchni powłoki platyny (grubość μm) po wygrzewaniu (temperatura 5 C/ h) i aluminiowaniu metodą CVD (temperatura 5 C/8 h) na podłożu nadstopu niklu Inconel LC Fig. 5. X-ray diffraction pattern of platinum modified aluminide coating deposited on Inconel LC Ni-base superalloy by CVD method Natomiast degradacja warstwy aluminidkowej niemodyfikowanej występuje już po h utleniania (rys. 8). Dobra żaroodporność aluminidkowej warstwy dyfuzyjnej zapewnia obecność w jej mikrostrukturze ziaren fazy NiAl. Na powierzchni tej warstwy tworzy się podczas utleniania termodynamicznie stabilna warstwa tlenków AlO. Proces zmęczenia cieplnego powoduje degradację warstwy aluminidkowej (ubytek masy, rysunki, 8). Przyczyną bezpośrednią jest zmniejszenie objętości względnej w warstwie dyfuzyjnej ziaren fazy NiAl. Faza NiAl ulega przemianie w fazę NiAl o mniejszej odporności na utlenianie. Mniejsze właściwości ochronne fazy NiAl są spowodowane 8 Głębokość warstwy aluminidkowej, m CMSX Zawartość Głębokość warstwy Zawartość aluminium, aluminidkowej, mm platyny, % at. % at. ciągłym zmniejszeniem się zawartości aluminium ze względu na tworzenie warstewki tlenków AlO. Tworząca się warstwa tlenków AlO w warunkach cyklicznych obciążeń cieplnych ulega ciągłemu niszczeniu. Stąd ciągła dyfuzja aluminium do podłoża. Kryształy fazy NiAl tworzą się na granicach ziaren fazy NiAl, NiAl-AlO granicy międzyfazowej NiAl-podłoże. Wydzielenie się cząstek fazy NiAl na granicy ziaren AlO jest zjawiskiem niekorzystnym. Wzdłuż granic tych wydzieleń w sposób przyspieszony zachodzi proces utleniania. Tworzenie się kolumnowych ziaren fazy NiAl pomiędzy zewnętrzną strefą warstwy i warstwą NiAl przylegającą do podłoża powoduje utratę właściwości ochronnych warstwy dyfuzyjnej. Zwiększa się prędkość utleniania wzdłuż granic ziaren proces utleniania w krótkim czasie rozpoczyna się w ziarnach fazy NiAl znajdującej się wewnątrz warstwy. Powoduje odwarstwienie cząstek fazy NiAl i wewnętrzne utlenianie podłoża nadstopu niklu. Większa żaroodporność warstwy aluminidkowej modyfikowanej platyną wynika z intensywnego zarodkowania tlenków AlO na jej powierzchni. Prędkość wzrostu warstwy tlenków AlO zależy od składu chemicznego podłoża i zmniejsza się ze zwiększeniem grubości naniesionej galwanicznej powłoki platyny od do μm (tab. 5, rys. 9). Największy efekt modyfikowania platyną warstwy aluminidkowej stwierdzono dla podłoża nadstopu CMSX najmniejszy przyrost warstwy tlenków w porównaniu z podłożem In- INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXII
Zmiana masy, mg/cm Zmiana masy, mg/c - - - - -5-6 - -8 6 8 Czas, h Tabela 5. Grubość warstwy tlenków Al O na powierzchni warstwy aluminidkowej niemodyfikowanej i po modyfikowaniu platyną (temperatura utleniania C/5 h, powietrze) Table 5. Oxide scale thickness on the surface of nonmodified and platinum modified aluminide coating after 5 h oxidation at the C temperature in air atmosphere Nadstop niklu Inconel LC CMSX Grubość galwanicznej powłoki platyny, mm Grubość warstwy tlenków, mm,6 Pt 5, Pt,5, Pt, Pt, Rys.. Kinetyka procesu utleniania cyklicznego (temperatura próby C/ h, powietrze): warstwa aluminidkowa modyfikowana platyną grubość powłoki μm na podłożu Inconel LC, warstwa aluminidkowa modyfikowana platyną grubość powłoki μm na podłożu Inconel LC, warstwa aluminidkowa niemodyfikowana ziarna fazy NiAl, podłoże Inconel LC Fig.. The kinetics of oxidation test of aluminide coating deposited on Inconel LC Ni-base superalloy at the C temperature for h in air atmosphere: thickness of platinum electroplating μm, thickness of platinum electroplating μm, nonmodified aluminide coating, substrate Inconel LC mg/c Zmiana Zmiana masy, masy,, mg/cm - - - - -5-6 - -8 6 8 Czas, h m Rys. 8. Kinetyka procesu utleniania cyklicznego (temperatura próby C/ h, powietrze): warstwa aluminidkowa modyfikowana platyną grubość powłoki μm na podłożu CMSX, warstwa aluminidkowa modyfikowana platyną grubość powłoki μm na podłożu CMSX, warstwa aluminidkowa niemodyfikowana ziarna fazy NiAl, podłoże CMSX Fig. 8. The kinetics of oxidation test of aluminide coating deposited on CMSX Ni-base superalloy at the C temperature for h in air atmosphere: thickness of platinum electroplating µm, thickness of platinum electroplating µm, nonmodified aluminide coating, substrate CMSX conel LC (rys. 9). Platyna zwiększa intensywność zarodkowania termodynamicznie stabilnego tlenku Al O i następnie zmniejsza prędkość jego wzrostu. Zwiększa prędkość dyfuzji aluminium i hamuje jednocześnie prędkość dyfuzji pierwiastków stopowych podłoża CMSX (tytanu, chromu, kobaltu, molibdenu i wolframu) do warstwy tlenkowej. Stabilizuję fazę β-nial i zmniejsza kinety- Grubość warstwy tlenków, m 8 6 8 6-5 Grubość Crubość powłoki warswty platyny, m Rys. 9. Wpływ grubości galwanicznej powłoki platyny na wzrost warstwy tlenków Al O na powierzchni warstwy aluminidkowej (temperatura utleniania C/5 h, powietrze) Fig. 9. Influence of platinum electroplating thickness on the oxide Al O grown on aluminide coating surface (oxidation temperature C during 5 h in air atmosphere) kę jej przemiany w fazę Ni Al. Przedstawione zjawiska prowadzą do zwiększenia trwałości warstwy aluminidkowej wytworzonej na podłożu nadstopów niklu w procesie niskoaktywnym CVD w warunkach cyklicznych obciążeń cieplnych. PODSUMOWANIE Inconel LC CMSX Warstwa aluminidkowa modyfikowana platyną (grubość powłoki i μm) wytworzona metodą CVD na podłożu nadstopów niklu Inconel LC oraz CMSX charakteryzuje się budową dwustrefową: zewnętrzną jednofazową ziarna fazy (Ni, Pt)Al i wewnętrzną wielofazową (węgliki chromu typu Cr C 6 oraz fazy międzymetaliczne Cr Ni Mo na podłożu Inconel LC lub fazy μ, σ na x y z podłożu CMSX ). Głębokość wytworzonej warstwy aluminidkowej modyfikowanej platyną (grubość powłoki i μm) na podłożu nadstopów Inconel LC oraz CMSX jest różna i jest warunkowana rodzajem i zawartością pierwiastków w materiale podłoża. Poprawę żaroodporności warstwy aluminidkowej modyfikowanej platyną powoduje intensywne zarodkowanie termodynamicznie stabilnego tlenku Al O i mała prędkość jego wzrostu. Zwiększenie grubości powłoki galwanicznej od do μm zmniejsza prędkość NR / INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 85
wzrostu tlenków w atmosferze powietrza. Platyna stanowi jednocześnie barierę dyfuzji atomów pierwiastków stopowych podłoża (tytanu, chromu, kobaltu, molibdenu, wolframu w nadstopie CMSX ) do warstwy tlenkowej. Zwiększa także adhezję warstwy tlenków do warstwy złożonej z ziaren fazy międzymetalicznej NiAl oraz zmniejsza kinetykę przemiany fazowej NiAl Ni Al. Podziękowanie Badania realizowane w ramach Projektu Nr 56/B/T//9. LITERATURA [] Sieniawski J.: Nickel and titanium alloys in aircraft turbine engines. Advances in Manufacturing Scienceand Technology (). [] Tamarin Y.: Protective coatings for turbine blades. ASM International (). [] Swadźba L., Hetmańczyk M., Mendala B.: Problemy ochrony przed korozją wybranych elementów silników lotniczych. Ochrona przed Korozją (6) 8 5. [] Angenete J., Stiller K.: A. comparative study of two inward grown Pt modified Al diffusion coatings on a single crystal Ni base superalloy. Materials Science and Engineering A6 () 8 9. [5] Andrew L. Purvis, Bruce M. Warnes: The effects of platinum concentration on the oxidation resistance of superalloys coated with single-phase platinum aluminide. Surface & Coatings Technology 6- () 6. [6] Tolpygo V., Clarke D.: Surface rumpling of a (Ni, Pt)Al bond coat induced by cyclic oxidation. Acta Materialia 8 () 8 9. [] Das D., Singh V.: Effect of Al content on microstructure and cyclic oxidation performance of Pt-aluminide coatings. Oxidation of Metals 5 () 5 66. [8] Das D., Roy M., Singh V., Joshi S.: Microstructural degradation of plain and platinum aluminide coatings on superalloy CM during isothermal oxidation. Material Science & Technology 5 (999) 99 8. [9] Krishna G., Das D., Singh V., Joshi S.: Role of Pt content in the microstructural development and oxidation performance of Pt-aluminide coatings produced using a high-activity aluminizing process. Materials Science and Engineering A5 (998). [] Wang Y., Sayre G.: Factors affecting the microstructure of platinum-modified aluminide coatings during a vapor phase aluminizing process. Surface & Coatings Technology (9) 6. [] Specification F5OTF68: Metallic vapor deposited diffusion coating. [] Yavorska M., Sieniawski J.: Effect of diffusion on platinum coatings deposited on the surface of nickel based superalloy by the electroplating process. Archives of Materials Science and Engineering 5 () 56 6. [] Yavorska M., Sieniawski J.: Właściwości użytkowe warstwy aluminidkowej wytworzonej w procesie CVD na nadstopie niklu Inconel LC. Materiały Szkoły Inżynierii Materiałowej, Akademia Górniczo-Hutnicza, Kraków-Krynica (9) 9 99. [] Yavorska M., Sieniawski J.: Thermal stability of microstructure of aluminide layer deposited by CVD method on CMSX nickel base superalloy. Material Science Forum 6 () 89 96. [5] Zielińska M., Sieniawski J., Yavorska M., Motyka M.: Influence of chemical composition of nickel based superalloys on the formation of aluminide coatings. Archives of Metallurgy and Materials 56/ () 85 89. 86 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXII