Stopy na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl o strukturze B2, zawierające 37-50% at. aluminium, są perspektywicznym materiałem konstrukcyjnym do pracy w podwyższonej temperaturze. Ważną cechą stopów na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl jest zdolność tworze-nia się na powierzchni stabilnego tlenku aluminium (Al2O3), zwiększa-jącego odporność na utlenianie i nasiarczanie w wysokiej temperaturze, a także w agresywnym środowisku korozyjnym siarczków czy chlorków.
Korzystny zespół właściwości fizykochemicznych, którymi charaktery-zują się stopy na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl otrzymywane w procesach metalurgicznych, umożliwiają wykorzystanie tych zalet również w materiałach stosowanych na powłoki. Technologia HVOF (High Velocity Oxy Fuel) umożliwia wytwarzanie powłok ochronnych ze stopów na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl przy znacznym udziale błonek tlenkowych tworzących się już na etapie natryskiwania [19]. Cechą technologii HVOF jest duża energia kinetyczna i cieplna,
które skumulowane są w dwufazowym strumieniu metalizacyjnym (ga-zowo-proszkowym). W takich warunkach następuje duże odkształcenie objętościowe cząstek proszku podgrzanych blisko ich temperatury top-nienia, częściowo nadtapianych, a nawet przetapianych i uderzających w metaliczne podłoże oraz kolejne warstwy tworzącego się sekwencyj-nie materiału powłoki. Sprzyja to tworzeniu się wielofazowej struktury powłoki, stanowiącej rodzaj kompozytu in situ ze względu na złożo-ność budowy fazowej (z naturalnym znacznym udziałem błonek tlenko-wych Al2O3, tworzących się w warunkach natryskiwania) oraz obecność mikroporów (zazwyczaj poniżej 0,5%). Strukturę powłoki wykonanej ze stopu na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl metodą HVOF oraz rozkład jej twardości przedstawiono na rys. 3.1.1 i 3.1.2. Wyniki badań prowadzonych przez Senderowskiego i innych w pracy [20] wykazały, że stabilność cieplna powłoki ze stopów FeAl (B2) istotnie zależy od udziału fazy tlenkowej Al2O3 występującej w formie cienkich błonek i dyspersyjnych wydzieleń pochodzących z materiału powłokowego i/lub powstających w warunkach natryskiwania metodą HVOF (rys. 3.1.3).
Rys. 3.1.1. Struktura powłoki FeAl natryskanej na stal 15HM przy optymalnych pa-rametrach natryskiwania HVOF
Fig. 3.1.1. Structure of Fe-Al sprayed on 15HM steel with optimal HVOF spray parameters
Źródło: Senderowski C., Łodziński K., Bojar Z.: Analiza stabilności cieplnej i wy-branych właściwości powłok typu FeAl otrzymanych metodą HVOF. Inży-nieria Materiałowa, nr 4, 2011, s. 725-728.
Rys. 3.1.2. Rozkład mikrotwardości na przekroju powłoki FeAl natryskiwanej meto-dą HVOF na podłoże ze stali 15HM przed wygrzewaniem
Fig. 3.1.2. Distribution of microhardness on the surface of the FeAl coating sprayed by the HVOF method onto a 15HM steel substrate before annealing Źródło: Senderowski C., Łodziński K., Bojar Z.: Analiza stabilności cieplnej
i wybranych właściwości powłok typu FeAl otrzymanych metodą HVOF.
Inżynieria Materiałowa, nr 4, 2011, s. 725-728.
Stwierdzono, że praktycznie w całej objętości powłok występuje war-stwowy układ spłaszczonych ziaren utlenionych faz międzymetalicznych z układu Fe-Al z dominującym udziałem fazy FeAl o mocno zróżni-cowanym składzie chemicznym. Udział objętościowy fazy tlenkowej Al2O3 w strukturze powłoki sięga 5% i nie zmienia się podczas wygrze-wania w temperaturze do 950°C. Średnia mikrotwardość powłoki przed wygrzewaniem wynosi 320±70 HV0,1 [20].
Rys. 3.1.3. Mapa rozmieszczenia faz tlenkowych w strefie przypowierzchniowej po-włoki typu Fe-Al natryskanej HVOF: a) struktura popo-włoki, b) rozkład faz tlenkowych (ciemne obszary)
Fig. 3.1.3. Map of the distribution of oxide phases in the surface zone of the Fe-Al coating sprayed with HVOF: a) structure of the coating, b) distribution of oxide phases (dark areas)
Źródło: Senderowski C., Łodziński K., Bojar Z.: Analiza stabilności cieplnej i wybranych właściwości powłok typu FeAl otrzymanych metodą HVOF.
Inżynieria Materiałowa, nr 4, 2011, s. 725-728.
Po wygrzewaniu w 750°C przez 10 h powłoka zachowuje budowę warstwową, a jej mikrotwardość istotnie zwiększa się w porównaniu ze stanem po natryskiwaniu i jej średnia wartość wynosi ok. 480±100 HV0,1. Może to być rezultat porządkowania struktury fazy między-metalicznej FeAl oraz może być związane z efektem przesycania wa-kansami roztworu wtórnego na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl.
Spadek mikrotwardości (360±100 HV0,1) powłoki FeAl po wygrzewaniu w 950°C przez 10 h wskazuje na wystąpienie zaawansowanego stadium procesów aktywowanych cieplnie w powłoce odkształconej plastycznie i umocnionej w warunkach natryskiwania [20].
3.2. Zastosowanie stopu międzymetalicznego Fe40Al5Cr0,2TiB na warstwy napawane
Nowatorskim sposobem poprawy właściwości materiału jest modyfi-kacja warstwy wierzchniej przez napawanie drutem ze stopu na osnowie fazy międzymetalicznej Fe40Al5Cr0,2TiB. Badania przeprowadzone w pracy [4], której współautorem jest autor niniejszej monografii, po-zwoliły stwierdzić, że proces napawania stali stopem Fe40Al5Cr0,2TiB
umożliwia otrzymanie materiału konstrukcyjnego z tańszym rdzeniem oraz warstwą wierzchnią cechującą się korzystniejszymi właściwoś-ciami fizykochemicznymi. W pracach [5 i 6] analizowano strukturę i właściwości materiału otrzymanego w wyniku napawania stali S235JR stopem Fe40Al5Cr0,2TiB. Proces napawania prowadzono metodą TIG w osłonie gazów obojętnych. Parametry procesu opisano w tabeli 3.2.1.
Sposób nanoszenia warstw oraz układ ściegów dla każdego wariantu schematycznie przedstawiono na rys. 3.2.1. Warstwy wykonane zosta-ły w trzech wariantach: pojedynczy ścieg (SB), wielościegowym (MB) i wielowarstwowym (ML). Próbki oznaczono następująco:
1 − pojedynczy ścieg − napawanie metodą TIG prądem stałym;
2 − pojedynczy ścieg − napawanie metodą TIG prądem przemiennym;
3 − trzy ściegi − napawanie metodą TIG prądem przemiennym;
4 − trzy ściegi − napawanie metodą TIG prądem stałym;
5 − dwie warstwy − pierwsza na 3 ściegi, a druga na 2 ściegi – napawa-nie metodą TIG prądem stałym;
6 − dwie warstwy − pierwsza na 3 ściegi, a druga na 2 ściegi – napawa-nie metodą TIG prądem przemiennym.
Tabela 3.2.1 Parametry procesu napawania stali konstrukcyjnej stopem
międzymetalicznym Fe40Al5Cr0,2TiB
Źródło: Bystrzycki J., Varin R. A.: Eenviromental sensitivity and mechanical behavior of boron-doped Fe-45at.% Al intermetallic In the temperature range from 77 to 1000 K. Materials Science and Engineering, A270, 1999, p. 151-161.
Makrostrukturę na przekroju poprzecznym warstw napawanych na podłoże ze stali S235JR obserwowano za pomocą mikroskopu stereo-skopowego Olympus SZX9. Wyniki przestawiono na rys. 3.2.2-3.2.7.
Rys. 3.2.1. Sposób nanoszenia powłoki na podłoże (liczba ściegów)
Fig. 3.3.1. A method for applying a coating to a substrate (number of beads) Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.2. Makrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłożu ze stali S235JR, pojedynczy ścieg (SB), napawanie metodą TIG prądem stałym próbka – 1
Fig. 3.2.2. Layer welded on FeAl alloy on S235JR, single beads (SB), DC TIG wel-ding – sample 1
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.3. Makrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłożu ze stali S235JR, pojedynczy ścieg (SB), napawanie metodą TIG prądem zmien-nym – próbka 2
Fig. 3.2.3. Layer welded on FeAl alloy on S235JR, single beads (SB), AC TIG wel-ding – sample 2
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.4. Makrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłożu ze sta-li S235JR, trzy ściegi (MB), napawanie metodą TIG prądem zmiennym-próbka – 3
Fig. 3.2.4. Layer welded on FeAl alloy on S235JR, three beads (MB), AC TIG wel-ding – sample 3
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.5. Makrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłożu ze sta-li S235JR, trzy ściegi (MB), napawanie metodą TIG prądem stałym – próbka 4
Fig. 3.2.5. Layer welded on FeAl alloy on S235JR, three beads (MB), DC TIG wel-ding – sample 4
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.6. Makrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłożu ze stali S235JR, dwie warstwy – pierwsza na 3 ściegi, a druga na 2 ściegi (ML), napawanie metodą TIG prądem stałym – próbka 5
Fig. 3.2.6. A layer welded of FeAl alloy on S235JR steel, two layers – the first for 3 stitches and the second for 2 beads (ML), DC TIG welding – sample 5 Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.7. Makrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłożu ze stali S235JR, dwie warstwy – pierwsza na 3 ściegi, a druga na 2 ściegi (ML), napawanie metodą TIG prądem zmiennym-próbka 6
Fig. 3.2.7. A layer welded of FeAl alloy on S235JR steel, two layers – the first for 3 stitches and the second for 2 beads (ML), AC TIG welding – sample 6 Źródło: Opracowanie własne.
Stop Fe40Al5Cr0,2TiB na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl po odlaniu charakteryzuje się niejednorodną, gruboziarnistą mikrostruk-turą oraz obecnością wad odlewniczych takich jak pustki, rzadzizny, szczególnie na granicy wtopienia lub w jej okolicy. Proces napawania stopu Fe40Al5Cr0,2TiB częściowo eliminuje te wady odlewnicze. Struk-tura powłoki ze stopu Fe40Al5Cr0,2TiB uzyskanej metodą napawania elektrodą wolframową w atmosferze argonu na podłożu stali S235JR charakteryzuje się ziarnami o zróżnicowanej wielkości, w dużym stop-niu wydłużonymi (kolumnowymi) podczas krystalizacji w kierunku największego gradientu temperatury. W środkowej części napoiny ziar-na miały kształt zbliżony do ziaren równoosiowych.
Rys. 3.2.8. Mikrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłoże ze stali S235JR, pojedynczy ścieg
Fig. 3.2.8. Microstructure od the FeAl alloy layer on the S235JR steel substrate, sin-gle beads
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.9. Mikrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłoże ze stali S235JR, pojedynczy ścieg
Fig. 3.2.9. Microstructure od the FeAl alloy layer on the S235JR steel substrate, sin-gle beads
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.10. Mikrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłoże ze stali S235JR, trzy ściegi
Fig. 3.2.10. Microstructure od the FeAl alloy layer on the S235JR steel substrate, three beads
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.11. Mikrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłoże ze stali S235JR, trzy ściegi
Fig. 3.2.11. Microstructure od the FeAl alloy layer on the S235JR steel substrate, three beads
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.12. Mikrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłoże ze stali S235JR, dwie warstwy – pierwsza na 3 ściegi, a druga na 2 ściegi Fig. 3.2.12. A layer welded of FeAl alloy on S235JR steel, two layers – the first for
3 beads and the second for 2 beads Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.13. Mikrostruktura warstwy napawanej ze stopu FeAl na podłoże ze stali S235JR, dwie warstwy – pierwsza na 3 ściegi, a druga na 2 ściegi Fig. 3.2.13. A layer welded of FeAl alloy on S235JR steel, two layers – the first for 3
stitches and the second for 2 beads, DC TIG welding – sample 5 Źródło: Opracowanie własne.
W ramach badań własnych wykazano, że prąd stały może być wyko-rzystywany do napawania stopem Fe40Al5Cr0,2TiB, jednak w napoinie występują wady odlewnicze, których liczbę można zredukować przez wytworzenie powłoki wielowarstwowej. Pomiary twardości prowadzo-no na powierzchni przekroju poprzecznego badanych próbek. Twar-dość mierzono metodą Vickersa zgodnie z normą PN-EN ISO 6507-1 przy obciążeniu 9,81 N (HV1) na twardościomierzu firmy ZWICK.
Twardość materiału napoiny wykonanej ze stopu międzymetalicznego Fe40Al5Cr0,2TiB odpowiada twardości tego materiału otrzymanego metodami metalurgicznymi.
Ze względu na to, że stop na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl przeznaczony jest do pracy w warunkach utleniania wysokotemperatu-rowego, celowe jest określenie odporności złącza spawanego na korozję w temperaturze podwyższonej, ponieważ podczas przetapiania dochodzi do zmian w strukturze materiału oraz segregacji składu chemicznego w stosunku do materiału wyjściowego. W związku z tym przeprowa-dzono badania utleniania połączenia warstwa napawana-materiał pod-łoża w dwóch wariantach: dla warstwy napawanej prądem stałym (DC) i dla warstwy napawanej prądem przemiennym (AC).
Próbki poddano utlenianiu w piecu w atmosferze powietrza w tem-peraturze 900°C i 1000°C w czasie 100 h. Przeprowadzono badania mikroskopowe oraz analizę fazową produktów korozji powstałych pod-czas utleniania. Badania wykonano na dyfraktometrze rentgenowskim
Empyrean firmy PANalytical, przeznaczonym do analizy składu fazo-wego materiałów polikrystalicznych.
Wyniki obserwacji mikrostruktury napoiny ze stopu FeAl przed utlenianiem przedstawiono na rys. 3.2.15. Stwierdzono, że w przypadku złącza otrzymanego metodą TIG AC ziarna w spoinie ułożone są w spo-sób kierunkowy w większym stopniu niż w przypadku spoiny otrzy-manej metodą TIG DC(-). Może to wynikać z większej ilości ciepła wprowadzonego do miejsca spawania, co jest potwierdzone uzyskany-mi głębokościauzyskany-mi przetopienia warstwy. W przypadku napawania prą-dem stałym (TIG DC(-)) głębokość przetopienia była o ok. 20% większa w porównaniu z powłoką uzyskaną w wyniku napawania prądem prze-miennym (TIG AC). W obu przypadkach obserwowano zmniejszenie wielkości ziarna w spoinie w porównaniu ze strukturą stopu po odlaniu (rys. 3.2.14).
Mikrostruktura materiału napoiny po próbie utleniania wysokotem-peraturowego nie wykazuje widocznych zmian w odniesieniu do mikro-struktury tego materiału przed utlenianiem.
Rys. 3.2.14. Mikrostruktura stopu Fe40Al5Cr0,2TiB po odlaniu
Fig. 3.2.14. The microstructure of the Fe40Al5Cr0.2TiB alloy aftes casting Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.15. Mikrostruktura stopu Fe40Al5Cr0,2TiB przetopionego metodą TIG-AC oraz TIG DC (-) przed utlenianiem
Fig. 3.2.15. The microstructure of the Fe40A;5Cr0, 2TiB alloy melted by TIG-AC and TIG DC (-) before oxidation
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.16. Mikrostruktura stopu Fe40Al5Cr0,2TiB przetopionego metodą TIG-AC oraz TIG DC (-) po utlenianiu w temperaturze 900°C w czasie 100 h Fig. 3.2.16. The microstructure of the Fe40A;5Cr0, 2TiB alloy melted by TIG-AC
and TIG DC (-) after oxidation at 900°C for 100 hours Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.17. Mikrostruktura stopu Fe40Al5Cr0,2TiB przetopionego metodą TIG-AC oraz TIG DC (-) po utlenianiu w temperaturze 1000°C w czasie 100 h Fig. 3.2.17. The microstructure of the Fe40A;5Cr0, 2TiB alloy melted by TIG-AC
and TIG DC (-) after oxidation at 1000°C for 100 hours Źródło: Opracowanie własne.
Kolejnym etapem badań była analiza powierzchni materiału po pro-cesie utleniania. Wyniki obserwacji za pomocą SEM przedstawiono na rys. 3.2.18-3.2.20. Stwierdzono, że powierzchnia pokryta jest warstwą tlenków, w której występują obszary pozbawione częściowo zgorzeliny.
Rys. 3.2.18. Morfologia powierzchni przetopionego metodą TIG stopu Fe40Al5Cr0,2TiB po utlenianiu w temperaturze 900°C
Fig. 3.2.18. Surface condition of the Fe40Al5Cr0,2TiB alloy melted by TIG after oxidation at 900°C
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.19. Morfologia powierzchni przetopionego metodą TIG stopu Fe40Al5Cr0,2TiB po utlenianiu w temperaturze 1000°C
Fig. 3.2.19. Surface condition of the Fe40Al5Cr0,2TiB alloy melted by TIG after oxi-dation at 1000°C
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.20. Mikroanaliza rentgenowska składu chemicznego EDS próbki po przeto-pieniu TIG AC i DC, utlenianego w temperaturze 900°C
Fig. 3.2.20. X-ray microanalysis of the chemical composition of EDS after TIG AC remelting and DC oxidized at 900°C
Źródło: Opracowanie własne.
Mikroanaliza rentgenowska produktów korozji wykazała, że na powierzchni utlenionego materiału występują pierwiastki wchodzące w skład stopu oraz wyraźne obszary z wysoką zawartością aluminium, żelaza i tlenu, a więc pierwiastki tworzące tlenki. Na rys. 3.2.20 przed-stawiono wyniki dla próbki przetopionej metodą TIG-AC i utlenionej w temperaturze 900°C. Wyniki dla próbki przetopionej metodą TIG-DC były podobne. Ze względu na przyjętą metodykę badawczą obec-ność tlenu należy traktować jedynie szacunkowo. Aby określić rodzaj powstałych produktów utleniania, przeprowadzono analizę fazo-wą metodą dyfrakcji. Uzyskane dyfraktogramy przedstawiono na rys.
3.2.21-3.2.24. W trakcie przetapiania następuje intensywne mieszanie składników, co determinuje tworzenie spinelu Al2FeO4. Po utlenianiu dochodzi również do powstania pasywnej warstwy Al2O3, która utrud-nia dordzeniowy transport tlenu.
Rys. 3.2.21. Rentgenowska analiza fazowa stopu Fe40Al5Cr0,2TiB przetopionego metodą TIG-AC po utlenianiu w temp. 900°C
Fig. 3.2.21. X-ray phase analysis of Fe40Al5Cr0,2TiB alloy melted by TIG-AC after oxidation at 900°C
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.22. Rentgenowska analiza fazowa stopu Fe40Al5Cr0,2TiB przetopionego metodą TIG DC(-) po utlenianiu w temp. 900°C
Fig. 3.2.22. X-ray phase analysis of Fe40Al5Cr0,2TiB alloy melted by TIG DC(-) after oxidation at 900°C
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.23. Rentgenowska analiza fazowa stopu Fe40Al5Cr0,2TiB przetopionego metodą TIG-AC po utlenianiu w temp. 1000°C
Fig. 3.2.23. X-ray phase analysis of Fe40Al5Cr0,2TiB alloy melted by TIG-AC after oxidation at 1000°C
Źródło: Opracowanie własne.
Rys. 3.2.24. Rentgenowska analiza fazowa stopu Fe40Al5Cr0,2TiB przetopionego metodą TIG DC(-) po utlenianiu w temp. 1000°C
Fig. 3.2.24. X-ray phase analysis of Fe40Al5Cr0,2TiB alloy melted by TIG DC(-) after oxidation at 1000°C
Źródło: Opracowanie własne.
Zastosowanie metody TIG do przetapiania stopu międzymetalicz-nego Fe40Al5Cr0,2TiB umożliwia wytworzenie napoiny połączonej z materiałem rodzimym w sposób pozwalający na stwierdzenie, że zarówno spoina, jak i granica wtopienia pozbawione są wad
struktu-ralnych widocznych w badaniach mikrostruktury prowadzonych za pomocą mikroskopu świetlnego. Spoina charakteryzuje się znacznym rozdrobnieniem ziarna w stosunku do wielkości otrzymanej w wyniku krystalizacji stopu po odlaniu. Mimo zastosowania gazu ochronnego w warstwie wierzchniej napoiny występowały produkty korozji w po-staci tlenków żelaza. Materiał napawany poddany utlenianiu wykazuje w obszarze produktów korozji związki Al2O3. Pasywna warstwa Al2O3 uniemożliwia dordzeniową dyfuzję tlenu, a powinowactwo chemicz-ne aluminium i tlenu powodują wytworzenie na powierzchni szczelchemicz-nej warstwy izolacyjnej. Prawdopodobnie mieszanie składników oraz wy-soka temperatura w trakcie przetopu powodują powstanie produktów korozji w postaci tlenków z pozostałych składników materiału oprócz aluminium.
Rys. 3.2.25. Schemat metody napawania stopu na osnowie fazy międzymetalicznej Fig. 3.2.25. Diagram of the method of surfacing alloy on the matrix of FeAl interme-FeAl
tallic phase Źródło: Opracowanie własne.
Zaproponowana metoda wytwarzania warstw ze stopów na osno-wie fazy międzymetalicznej FeAl może stanowić alternatywę dla stoso-wanych obecnie metod modyfikacji powierzchni elementów stalowych, opartych na pokrywaniu ich drogimi materiałami powłokowymi lub też wykorzystujących zaawansowane technologie, np. natryskiwanie cieplne.
3.3. Zastosowanie stopu międzymetalicznego Fe40Al5Cr0,2TiB na elementy turbosprężarki
Stopy na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl wykorzystywane są do produkcji części samochodowych, takich jak np. elementy kataliza-tora, części układu wydechowego, wtryskiwaczy paliwa, gniazda zawo-rowe czy też pierścienie tłokowe [2, 13]. Wiele badań stopów na osnowie fazy FeAl wykazało ich wysoką odporność na działanie korozji wysoko-temperaturowej w środowisku o składzie chemicznym odpowiadającym składowi spalin. Pretenduje to grupę materiałów do zastosowania na elementy pracujące w wysokiej temperaturze w takiej atmosferze.
Do elementów tych należą m.in. turbosprężarki silników samochodo-wych, które mają znaczny wpływ na sprawność oraz obniżenie w spali-nach poziomu tlenków azotu (NOx). Turbosprężarki składają się z turbiny (tzw. części gorącej), napędzanej po stronie układu wylotu spalin, i sprę-żarki (tzw. części zimnej), po stronie sprężanego powietrza, osadzonych na wspólnym wale. Zespół wirujący stanowi główny element jej budowy, który utrzymywany jest w korpusie za pomocą łożysk ślizgowych [18].
Schemat budowy turbosprężarki przedstawiono na rys. 3.3.1.
Rys. 3.3.1. Przekrój turbosprężarki z zaworem upustowym: 1 − wirnik części gorą-cej-turbiny; 2 − wirnik części zimnej−sprężarki; 3 − korpus części gorącej;
4 − korpus części zimnej; 5 − łożysko ślizgowe wałka; 6 − łożysko oporo-we wałka; 7 − pierścień uszczelniający; 8 − wałek turbosprężarki; 9 − kanał olejowy
Fig. 3.3.1. Cross-section of a turbocharger with a bleed valve: 1 − hot part rotor − turbine; 2 − cold part rotor − compressors; 3 − body of the hot part;
4 − cold body; 5 − shaft slide bearing; 6 − shaft thrust bearing; 7 − sealing ring; 8 − turbocharger shaft; 9 − oil channel
Źródło: Opracowanie własne.
Ze względu na wysoką temperaturę pracy turbiny decydujący o pa-rametrach pracy i niezawodności jest dobór materiału odpornego na działanie wysokiej temperatury, utlenianie, agresywne środowisko pra-cy oraz pełzanie. Temperatura spalin silnika z zapłonem samoczynnym wynosi ok. 700°C, a w przypadku silników z zapłonem iskrowym może przekraczać 1000°C. W związku z wysoką temperaturą spalin oraz częstą zmianą ciśnienia, a także wysoką prędkością obrotową, docho-dzącą do 200 000 obr/min-1, konieczne jest stosowanie materiałów ża-rowytrzymałych [8, 15]. Na trwałość turbosprężarki mimo stosowania systemu filtracji wpływ ma również obecność zanieczyszczeń dostają-cych się do wnętrza turbosprężarki od strony układu dolotowego, ukła-du wylotowego lub smarowania, dlatego też materiały stosowane na jej elementy powinny również wykazywać odporność na zużycie ścierne [17]. Uwzględniając właściwości stopów na osnowie fazy międzymeta-licznej FeAl oraz warunki pracy i wymagania materiałowe turbosprę-żarek, autor podjął badania, których celem było określenie możliwości zastosowania stopu międzymetalicznego Fe40Al5Cr,2TiB na elemen-ty części gorącej turbosprężarki silnika samochodowego z zapłonem samoczynnym.
Badania wykonano na stopie międzymetalicznym Fe40Al5Cr0,2TiB, z którego wykonano osie rolek układu sterującego ciśnieniem w kolekto-rze ssącym oraz tulei w miejscu zamocowania pierścienia uszczelniają-cego oś wirnika turbosprężarki (rys. 3.3.2, 3.3.3). Elementy te wykonane zostały ze stopu międzymetalicznego Fe40Al5Cr0,2TiB.
Rys. 3.3.2. Pokrywa części gorącej turbosprężarki. W środku pokrywy widoczna
Rys. 3.3.2. Pokrywa części gorącej turbosprężarki. W środku pokrywy widoczna