коля / u_course

тивление разрыву составляет 700–800 МПа при относительном удлинении 20–40 %.Длительная (сточасовая) прочность этих сплавов при 800 оС не превышает 50–130 МПа. Высокотемпературная прочность достигает максимума при 20 % Сr, дальнейшее увеличение содержания хрома приводит к уменьшению жаропрочности. Сплавы, легированные алюминием и титаном (ХН60Ю, ХН78Т), термически упрочняются.

Жаростойкие никелевые сплавы обладают повышенным электрическим сопротивлением, и поэтому нихромы, такие, как Х15Н60 (кроме никеля и хрома он содержит 25 % Fe), X20H80 и некоторые другие, используют в качестве элементов сопротивления нагревательных печей, работающих в среде воздуха до 1000–1200 оС.

Жаропрочные никелевые сплавы

Жаропрочные сплавы (деформируемые, литейные, дисперсно-упроч- ненные) представляют наиболее важную группу сплавов на основе никеля.

Легирование никеля 20 % Сr обеспечивает сравнительно небольшое растворное упрочнение; его длительная прочность возрастает всего на 25–30 %, главным образом в результате увеличения сил межатомной связи.

Алюминий сильно повышает жаропрочные свойства не только двойных, но и сложнолегированных никельхромовых сплавов. Благоприятное влияние алюминия на жаропрочность обусловлено формированием упрочняющей γ'-фазы (Ni3Аl), количество которой возрастает с увеличением содержания алюминия и составляет: ~5 % при 0,6 % А1; ~25 % при 1,7 % А1 и ~42 % при 4 % Аl. Увеличение количества γ'-фазы вызывает повышение жаропрочных характеристик. Вместе с тем алюминий уменьшает технологическую пластичность никельхромистых сплавов и при содержаниях более 3-4 % Al возникают существенныезатрудненияприобработкедавлением.

Легирование никельхромовых сплавов (2,5–3,0 %)Ti способствует образованию тонкодисперсных выделений интерметаллида Ni3Ti, что вызывает повышение длительной прочности. Однако предельные рабочие температуры в этом случае не столь велики, как при легировании алюминием, поскольку несоответствие параметров решетки упрочняющей фазы и матрицы для Ni3Ti больше, чем для Ni3Al, что вызывает более интенсивную коагуляцию частиц Ni3Ti при высоких температурах по сравнению

259

с Ni3Al. При одновременном легировании никельхромовых сплавов алюминием и титаном жаропрочные свойства обычно несколько ниже, чем при легировании одним алюминием в той же концентрации, что и суммарное содержание алюминия и титана. Жаропрочность некоторых многокомпонентных сплавов, легированных алюминием и титаном одновременно, примерно такая же, как и у сплавов, легированных одним алюминием, что наблюдается в том случае, когда содержание компонентов подобрано таким образом, что их распределение между γ- и γ'-фазами обеспечивает почти нулевой параметр несоответствия решеток.

В сплавах на никелевой основе всегда есть железо, хотя оно и не является основным легирующим элементом. Железо допускается в этих сплавах в связи с возможностью использования для легирования вместо хрома более дешевого феррохрома. В сплавах, предназначенных для работы при температурах 700–750 оС, содержание железа ограничивается до 5–8 %, поскольку до этих концентраций оно практически не влияет на жаропрочность и технологичность сплавов. В сложнолегированных сплавах с высокой рабочей температурой железо ухудшает жаропрочность, и его содержание не должно превышать 1-2 %.

Кобальт входит в состав γ'-фазы, замещая никель, но основная его доля растворяется в γ-фазе. Он повышает температуру полного растворения γ'-фазы в матрице, что способствует увеличению жаропрочности никелевых сплавов. Благоприятное влияние кобальта состоит также в повышении пластичности и вязкости. Поэтому в деформируемые никелевые сплавы вводят до 15–20 % (по массе) Со. В литейных сплавах содержание кобальта не превышает 10 %.

Ванадий, ниобий и тантал вводят в никелевые сплавы для легирования γ'-фазы, упрочнения γ-твердого раствора и формирования карбидов. Ванадий примерно поровну распределяется между γ- и γ'-фазами и стабилизирует структуру сплава. Его действие подобно бору, но бор стабилизирует границы зерен, а ванадий оказывает такое же действие по всему объему зерна. С увеличением содержания элементов VA группы в никельхромовых сплавах, легированных алюминием и титаном, жаропрочность повышается.

Хром, растворяющийся преимущественно в γ-фазе, увеличивает длительную прочность сложнолегированных сплавов при температурах 700–750 оС. Однако хром существенно снижает температуру солидус сплавов (рис. 8.1), так что при очень высоких рабочих температурах большое содержание хрома отрицательно сказывается на длительной прочности из-за ускорения диффузионных процессов.

Вольфрам, примерно поровну распределяясь между γ- и γ'-фазами, тормозит развитие в них диффузионных процессов и поэтому повышает

260

жаропрочность никелевых сплавов. Молибден тоже растворяется в γ'-фазе, но большая его часть входит в состав γ-твердого раствора, в связи с чем молибден оказывает эффективное растворное упрочнение. Однако при высоких содержаниях молибдена возрастает склонность жаропрочных никелевых сплавов к внутреннему окислению, особенно при высоких температурах и длительных выдержках. Поэтому в наиболее жаропрочных сплавах (ЖС6Ф, ЖС6ФУ) содержание молибдена ограничивают 1-2 %.

Содержание элементов VIA группы (Сr, Mo, W), а также алюминия и титана не должно быть чрезмерно большим, так как в структуре сплавов появляются нежелательные σ- и α-фазы, ухудшающие их жаропрочность и технологичность.

Вникелевых сплавах всегда естьуглерод, в связи с чем вних образуются карбиды, а в присутствии азота и карбонитриды. Карбиды и карбонитриды могут оказывать как положительное, так и отрицательное влияние в зависимости от их количества и распределения. В большинстве сплавов содержание углерода не должно превышать 0,12 % из-за ухудшения пластичности. Вместе с тем снижение содержания углерода до концентраций меньше 0,03 % также нежелательно, так как снижается долговечность сплавов и их длительная прочность. Необходимо стремиться к тому, чтобы карбиды выделялись преимущественно по границам зерен, упрочняя их. Для того чтобы получить сочетание высокой жаропрочности и приемлемой пластичности, необходимо обеспечить выделение определенных карбидов в наиболее благоприятной форме. Наиболее желательны карбиды типа МеС и Ме6С простой формы; резко отрицательное влияние на пластические свойства никелевых сплавов оказывают карбиды ячеистой структуры, а также видманштеттова строения. Легирование никелевых сплавов ниобием и танталом способствует стабилизации карбидов типа МеС, а повышенные содержания хрома облегчают выделение карбидовтипаМе23С6 нежелательнойморфологии.

Легкоплавкие элементы – свинец, сурьма, висмут, сера, скапливающиеся при кристаллизации на границах зерен, резко снижают жаропрочность сплавов, их пластические свойства и сильно увеличивают разброс свойств даже в полуфабрикатах одной плавки. Поэтому при выплавке слитков жаропрочных никелевых сплавов принимают все меры, чтобы свести содержание этих вредных примесей до минимума.

К вредным относят также газовые примеси (кислород, азот, водород). Кислород и азот образуют неметаллические включения, которые являются потенциальными очагами разрушения, а водород, при содержаниях больше критических, может вызывать водородную хрупкость.

Наиболее высокие жаропрочные свойства достигаются при комплексном легировании никелевых сплавов. Усложнение химического состава никелевого твердого раствора легированием одновременно несколькими эле-

261

ментами, такими, как хром, молибден, вольфрам, кобальт, ниобий, увеличение содержания упрочняющей γ'-фазы, обусловленное увеличением содержания γ'-стабилизаторов (алюминия, титана, ниобия, гафния и др.), микролегирование бором, цирконием, церием приводят к увеличению длительной прочности никелевыхсплавовикповышениюихпредельныхрабочихтемператур.

фазы достигается упрочняющей термической обработкой, состоящей из закалки и старения. Температура нагрева под закалку должна быть достаточно высокой для наиболее полного растворения γ'-фазы. Она обычно изменяется от 1080 до 1220 оС в зависимости от состава сплава. Чем выше температуры полного растворения γ'-фазы, тем больше жаропрочные характеристики сплава. Закалку никелевых сплавов обычно осуществляют охлаждением на воздухе.

В ряде случаев применяют двойную закалку, состоящую из охлаждения на воздухе с температур выше сольвуса и повторной закалки с более низких температур (1000–1050 оС). Цель первой ступени закалки состоит в переводе в пересыщенный γ-раствор возможно большего количества упрочняющих фаз. При нагреве под повторную закалку выделяются и коагулируют карбиды, а выделения γ'-фазы при выбираемых длительностях нагрева не происходит, так как эти температуры близки к сольвусу для γ'-фазы, в связи с чем термодинамический стимул распада по схеме γ → γ' очень мал. В сплавах с большим количеством γ'-фазы (45–50 %) при нагреве под повторную закалку по границам зерен γ-фазы, помимо карбидов, выделяются также крупные частицы γ'-фазы, что затрудняет зернограничную ползучесть и повышает жаропрочность после окончательной упрочняющей обработки. Двойная закалка обеспечивает более высокие пластические свойства состаренных сплавов по сравнению с одинарной закалкой. Карбиды, выделяющиеся при 1000–1050 оС, равномерно распределяются по объему. Если повторную закалку не делать и проводить старение после высокотемпературной закалки, то карбиды образуют сплошную сетку по границам зерен, снижающую пластичность.

Закаленный γ-твердый раствор неоднороден, в процессе охлаждения на воздухе в нем происходит перераспределение легирующих элементов и образуются обогащенные алюминием и титаном области размером от 8 до 100 нм. В сложнолегированных сплавах, а также в сплавах с высоким содержанием алюминия даже при охлаждении в воде происходит частичный распад пересыщенного γ-твердого раствора по схеме γ → γ' с выделением тонкодисперсных частиц упрочняющей фазы.

262

Последующее старение проводят при температуре, выше ожидаемой в условиях эксплуатации или, по крайней мере, равной рабочей температуре. Температура старения составляет от 700 до 950 оС в зависимости от состава сплава. В процессе старения из пересыщенного γ-твердого раствора выделяется γ'-фаза. Если частичный распад γ → γ' прошел уже на стадии охлаждения, то выделившиеся ранее частицы укрупняются и, кроме этого, образуются новые частицы.

Жаропрочные никелевые сплавы часто подвергают ступенчатому старению, причем температура второй ступени несколько ниже, чем первой. Цель ступенчатого старения – обеспечение возможно более полного выделения γ'-фазы. Увеличение количества γ'-фазы при второй ступени старения происходит в результате подрастания частиц, образовавшихся на первой ступени старения. В результате более полного выделения γ'-фазы ступенчатое старение обеспечивает более высокие прочностные и жаропрочные характеристики по сравнению с одинарным старением.

За формирование дисперсной структуры высоколегированных жаропрочных никелевых сплавов ответственны все этапы термической обработки.

Структура и механические свойства жаропрочных деформируемых никелевых сплавов во многом зависят от определенного сочетания режимов обработки давлением и термической обработки. Для жаропрочных никелевых деформируемых сплавов наибольший интерес представляют два варианта технологических процессов, которые включают в себя взаимосвязанные деформационные механизмы и структурные (фазовые) превращения.

Первый вариант начинается с предварительной горячей деформации, сопровождающейся динамической рекристаллизацией, что приводит к мелкозернистой структуре, позволяющей вести дальнейшую обработку давлением в условиях сверхпластичности. На заключительной стадии производства полуфабрикатов проводят рекристаллизационный отжиг по режимам, обеспечивающим оптимальный размер зерна, соответствующий максимальной жаропрочности, а также закалку и старение.

Второй вариант обработки осуществляют в условиях, когда в процессе деформации происходит избирательная динамическая рекристаллизация по границам зерен с формированием дуплексной частично рекристаллизованной структуры типа «ожерелье». Такая структура представлена крупными исходными нерекристаллизованными нагартованными зернами γ-фазы (dcp ≈ 0,05–0,l мм), окаймленными сеткой мелких рекристаллизованных зерен той же γ-фазы (dc p ≈ 0,005–0,015 мм). При такой структуре сверхпластичность не проявляется. Последующая термическая обработка включает в себя неполную закалку с температур, исключающих полную рекристаллизацию, и одноили многоступенчатоестарение.

263

Формирование структуры того или иного типа зависит от соотношения температур полного растворения γ'-фазы и температуры динамической рекристаллизации. Если температура сольвуса γ'-фазы совпадает или ниже температуры динамической рекристаллизации, то создаются условия формирования структуры типа «ожерелье»; в противном случае образование такой структуры исключено.

При деформации в условиях полного или почти полного растворения γ'-фазы эффективными препятствиями скольжению дислокаций служат границы γ-зерен и скопления карбидных выделений по этим границам. В итоге зародыши динамически рекристаллизованной структуры возникают на границах γ-зерен, а не в их объеме. Если температура деформации не слишком высока, то динамическая рекристаллизация не распространяется по всему объему зерен и возникает структура типа «ожерелье». После закалки и старения такая структура обеспечивает сочетание высокой прочности, высоких характеристик жаропрочности (сопротивления ползучести и длительной прочности) и повышенного сопротивления малоцикловой усталости. Повышение характеристик жаропрочности по сравнению с другими способами обработки обусловлено деформированными крупными γ-зернами оптимальных размеров с развитой полигонизованной структурой, а повышенное сопротивление малоцикловой усталости связано с окантовкой крупных зерен мелкими ре кристаллизованными зернами.

Если температура полного растворения γ'-фазы выше температуры динамической рекристаллизации, то пластическая деформация происходит в гетерогенной системе с большим количеством дисперсных фаз в объеме зерна. В этом случае скопления дислокаций образуются как на границах зерен, так и на межфазных границах внутри зерна, что приводит к мелкозернистой рекристаллизованной структуре. При такой структуре сплав обладает сверхпластичностью, но характеристики жаропрочности невысоки. Хотя жаропрочность можно повысить рекристаллизационным отжигом, приводящим к росту зерна до оптимальных размеров, ее уровень все же ниже, чем при структуре типа «ожерелье».

Для снятия остаточных напряжений после механической обработки применяют отжиг при температурах ниже температур нагрева под закалку, но выше температур старения, а затем для восстановления жаропрочных свойств готовые изделия подвергают дополнительному старению.

Литейные жаропрочные никелевые сплавы подвергаются, как правило, только гомогенизационному отжигу или гомогенизации с последующим «низкотемпературным» старением. Температуру гомогенизации выбирают в пределах «окна» термообработки Тто:

Тто = Тлп – Тпп,

264

где Тлп – температура локального плавления, при которой плавится неравновесная эвтектика; Тпп – температура полного растворения γ'-фазы (сольвус γ'-фазы).

Продолжительность гомогенизации определяется химическим составом сплавов, расстоянием между осями дендритов первого порядка и другими структурными характеристиками сплава.

Гомогенизации подвергают также слитки деформируемых сплавов для сведения к минимуму внутридендритной ликвации. Температура гомогенизации должна быть ниже неравновесного солидуса (Тпл) и обычно со-

ставляет 1170–1220 оС, 8–10 ч.

Для сплавов направленной кристаллизации с большим температурным градиентом и, как следствие, с тонкой структурой, требуется небольшая продолжительность гомогенизации (~2 ч). Для сплавов, полученных в установках со сравнительно небольшим температурным градиентом, длительность гомогенизации должна составлять 4–6 ч из-за более грубой структуры. Очень большая длительность гомогенизационного отжига требуется для устранения ликвационной неоднородности распределения вольфрама и рения из-за малой скорости диффузии атомов этих элементов.

Литейные сплавы с монокристаллической структурой подвергаются довольно сложной термической обработке. Она состоит из нескольких стадий, которые включают гомогенизацию в течение 4–6 ч в интервале температур от Тпр до Тс (температура солидус) и двухступенчатое «низкотемпературное» старение. После гомогенизации монокристальные отливки охлаждают со скоростью не менее 100 оС/мин для предотвращения коагуляции γ'-частиц. Первое старение проводится при температурах 980–1080 оС в течение 4–10 ч, а второе – при 850–900 оС в течение 20–48 ч, что обеспечивает формирование совершенной кубовидной формы γ'-частиц [1].

Жаропрочные никелевые сплавы были разработаны в середине ХХ в. В высокожаростойкие никельхромовые

сплавы (80 % Ni + 20 % Сr) со структурой твердого раствора были введены элементы (алюминий и титан), которые образуют ограниченные твердые растворы с переменной, уменьшающейся с понижением температуры растворимостью, что позволило методами упрочняющей термической обработки ввести в жаростойкую матрицу дисперсные частицы.

Состав этих сплавов, получивших название нимоников, оказался столь удачным, что привело к созданию нового класса высокожаропрочных материалов, до настоящего времени применяющихся в самых (ответственных изделиях авиационной и ракетно-космической техники. В нашей стране первым промышленным жаропрочным никелевым сплавом

265

стал сплав ЭИ437 (ХН77ТЮ), легированный 20 % Сr, 2,5 % Ti и 0,75 % А1. Впоследствии были разработаны более совершенные сплавы этого типа ЭИ437А, ЭИ437Б, ЭИ437БУ (см. табл. 8.1). Сплав ЭИ437А отличается от ЭИ437 более узкими пределами химического состава, а сплав ЭИ437Б (ХН77ТЮР) – микролегированием бором в количестве 0,005–0,008 %. В сплаве ЭИ437БУ допускаются меньшие интервалы в содержании легирующих элементов по сравнению со сплавом ЭИ437Б. Если этот сплав выплавляют в вакуумно-дуговых печах, его маркируют ЭИ437БУВД.

Сплавы типа ЭИ437 в закаленном состоянии отличаются невысокими прочностными характеристиками, большой пластичностью и ударной вязкостью. Высокая пластичность позволяет проводить обработку давлением с высокими степенями деформации. После закалки с 1080–1120 оС на воздухе или струей воздуха сплавы подвергают старению при (700 ±10) оС (ЭИ437А, ЭИ437Б) или 750–790 оС (ЭИ437БУ, ЭИ437БУВД) в течение 16 ч.

Распад пересыщенного γ-раствора начинается с формирования областей, обогащенных легирующими элементами, которые затем переходят в предвыделения γ'-фазы (рис. 8.4). При достаточно длительных выдержках предвыделения сменяются γ'-фазой. В процессе старения когерентность между γ'-фазой и γ-раствором постепенно нарушается и частицы γ'-фазы начинают коагулировать. Распад пересыщенного γ-раствора начинается с границ зерен. Начало появления в приграничных областях предвыделений γ'-фазы, видимых при увеличении в 18000 раз характеризует линия АБ (рис. 8.4), линия ВГ определяет начало появления некогерентных с матричным раствором, обособленных частиц γ'-фазы. При очень длительных выдержках (более 1000 ч при 800 оС) начинает выделяться η-фаза (Ni3Ti) пластинчатой формы, а при очень высоких температурах образуется также карбид хрома Сr7С3. При пониженных температурах выделяются карбид Сr23С6 и карбонитрид титана Ti(C, N). После старения по оптимальному режиму количество γ'-фазы в сплавах типа ЭИ437 составляет около 10 %.

Дополнительное легирование сплавов типа ЭИ437Б молибденом и вольфрамом послужило основой разработки сплава ЭИ617 с еще более высокой жаропрочностью. Сплав ЭИ617 отличается от ЭИ437Б не только более сложнолегированным γ-твердым раствором, но и большим суммарным содержанием алюминия и титана, в связи с чем количество γ'-фазы увеличилось до 16–20 %. Увеличение содержания алюминия в сплаве ЭИ617 до 2,7 % вместо 2 % (при неизменном содержании остальных легирующих элементов) привело к разработке сплава ЭИ826 с еще большим количеством γ'-фазы (25–30 %), что вызвало дальнейшее повышение жаропрочности.

266

Для изготовления дисков газотурбинных двигателей довольно широко применяют сплав ЭИ698, отличающийся от сплава ЭИ437Б дополнительным легированием молибденом и ниобием при несколько большем суммарном содержании алюминия и титана, в связи с чем содержание γ'-фазы составляет примерно 20 %. Все это обусловливает его большую жаропрочность по сравнению со сплавом ЭИ437Б.

Рис. 8.4. Диаграмма изотермического распада γ-твердого раствора в сплаве ЭИ 437Б при старении после закалки (ДЕ – температура полного растворе-

При разработке высокожаропрочных сплавов необходимо учитывать, что некоторые легирующие элементы сильно понижают температуру солидус. Такие элементы, существенно повышающие жаропрочные свойства при умеренных температурах, нежелательны, если необходимо обеспечить достаточную жаропрочность при более высоких температурах. К их числу относится хром (см. рис. 8.1). Поэтому в сплавах ЭИ929 и ЭИ867, предназначенных для эксплуатации при температурах до 900–950 оС, содержание хрома снижено до 10 %. Высокие жаропрочные характеристики этих сплавов обеспечиваются легированием кобальтом, который одновременно повышает пластические свойства сплавов. Кобальт относится к тем немногим элементам, которые не только не понижают температуру солидус никеля, а даже несколько ее повышают, по крайней мере, в системе Ni–Co.

Жаропрочные свойства сплавов ЭИ929 и ЭИ867 обусловлены не только легированием γ-твердого раствора кобальтом, но и большим количеством γ'-фазы, а также благоприятным влиянием бора и карбида TiC. В сплаве ЭИ929 после старения количество упрочняющей γ'-фазы [Ni3Al или

(Ni, Co)3(Al, Ti)] достигает 36–38 %.

В сплаве ЭИ867, не содержащем титан, дисперсионное упрочнение обеспечивает фаза γ' (Ni3Al), обладающая очень небольшим параметром несоответствия с матрицей и поэтому мало склонная к коагуляции. После закалки и старения при 950 оС в течение 8 ч количество γ'-фазы в этом сплаве составляет 34 %.

267

Еще более высокой жаропрочностью отличаются сплавы ЭП742, ЭК79, ЭП741 и ЭП975, в которых количество γ'-фазы составляет 40, 45, 50 и 60 % соответственно. В сплаве ЭП741 карбиды имеют состав МеС, который обеспечивает наилучшее сочетание жаропрочных и пластических свойств. Преимущественное образование карбида МеС в сплаве ЭП741 объясняется сравнительно низким содержанием углерода и вольфрама и легированием ниобием, который стабилизирует карбид NbC. Пониженное содержание вольфрама уменьшает склонность к образованию карбидов типа Ме6С, менее благоприятных, чем МеС.

Содержание углерода в жаропрочных никелевых сплавах должно находиться в определенных пределах. При слишком малом содержании углерода на границах зерен образуются оксидные пленки из-за недостаточного раскисления сплавов. С увеличением содержания углерода склонность к образованию оксидных пленок уменьшается, и вместе с тем повышаются характеристики жаропрочности из-за упрочняющего действия дисперсных выделений карбидов. Однако при слишком большом содержании углерода сплавы теряют пластичность и технологичность. Так, в сплаве ЭП741 наилучшее сочетание механических и технологических свойств обеспечивается при содержании углерода в пределах 0,02–0,06 %.

Жаропрочные никелевые сплавы с большим количеством γ'-фазы обладают низкими технологическими свойствами, и получение деформированных полуфабрикатов из слитка представляет собой довольно сложную проблему. Поэтому при производстве этих сплавов широко применяют методы порошковой и гранульной технологии (в этом случае в конце марки сплава указывают букву П). Порошковая и гранульная технологии позволяют преодолеть многие технологические трудности производства сложных деталей из жаропрочных сплавов, например интегральных роторов.

▪имеют более высокие жаропрочные свойства при высоких температурах в связи с возможностью введения в сплавы легирующих элементов в больших концентрациях, т.к. высокая технологическая пластичность не требуется при получении фасонных отливок;

▪обладают более высоким коэффициентом использования металла (0,8–0,95 вместо 0,15–0,25 для деформируемых сплавов);

▪характеризуются меньшей трудоемкостью изготовления типовых для этих сплавов деталей (при изготовлении лопаток турбин трудоемкость меньше в 3-4 раза);

268