ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА ЖАРОМІЦНИХ НІКЕЛЕВИХ СПЛАВІВ З РІВНООСНОЮ СТРУКТУРОЮ

Експлуатаційні характеристики газотурбінних двигунів і стаціонарних установок багато в чому визначаються властивостями нікелевих жароміцних сплавів, які є основним матеріалом для виготовлення турбінних лопаток. Створення в середині 1940-х років в Англії першого дисперсно-твердіє сплаву Nimonic 80 для виготовлення робочих лопаток газових турбін методом штампування відкрило нову главу в розвитку жароміцних матеріалів на нікелевій основі. Відкриття другого розділу в історії цих матеріалів належить СРСР, коли в В НАМ було показано, що найбільшу перспективу підвищення рівня жароміцності лопаток відкривати не деформуються, а ливарнісплави [1]. Це пов'язано з тим, що підвищення ступеня легування сплавів ускладнювало або навіть унеможливлювало їх деформацію. Подальшого підвищення жароміцності можна було досягти тільки переходом до виготовлення лопаток методом точного лиття. Крім того, технологія лиття по виплавлюваних моделях є практично єдиним способом отримання охолоджуваних лопаток, що мають складну геометрію внутрішньої порожнини. Це новий напрямок у розвитку жароміцних сплавів для виготовлення робочих лопаток газових турбін в подальшому, з запізненням на п'ять років, було прийнято в США, Англії та інших країнах [2].

Розробка жароміцних нікелевих сплавів (ЖНС) здійснювалася на основі гетерофазной теорії жароміцності, сформульованої і розвиненою С.Т. Кішкін. Він сформулював основні принципи легування сплавів, які можуть бути зведені до наступних положень:

  • • багатокомпонентне легування у-твердого розчину і у'-фази для забезпечення високої фазової та структурної стабільності сплаву;
  • • зміцнення кордонів зерен, яке досягається за рахунок МС карбідних виділень, а також виборчим мікролегуванням В і Zr. Дослідження із застосуванням радіоактивних ізотопів і електронної мікроскопії показали, що легування уповільнює процеси дифузії по границях зерен, різко підвищуючи жаропрочность виливків з равноосной структурою;
  • • досягнення певного співвідношення між сумарним вмістом Al, Ti, Nb (у'-утворюють елементи) і сумарним вмістом Mo, Cr, W (переважно у-стабілізіруюшіе елементи) з метою отримання оптимальної різниці параметрів кристалічних граток у'-фази і у-твердого розчину;
  • • зведення до мінімуму ймовірності утворення топологічно плогноупакованних (ТПУ) фаз (а-, p-фази, фази Лавеса), карбідів типу Ме 6 С, виділення яких призводить до знеміцнення сплаву [2].

У ЖНС з равноосной структурою є карбідні і боридних фази різного типу: на основі монокарбіду титану, ніобію, танталу і гафнію (МС-карбіди); складні карбіди (М 6 С) на основі тугоплавких металів W, Мої нікелю [Ni 3 (W, Mo) 3 CJ; на основі карбідів хрому типу М 23 С 6 , М-С 3 ; бориди у вигляді зернограничного виділень за типом М 3 В 2 (де М - Mo, W, Ti, Cr, Ni, Со).

Залежно від легування, умов кристалізації і термічної обробки в структурі ЖНС спостерігаються і інші фази, які надають складне вплив на характеристики жароміцності: фази на основі ОЦК-твердих розчинів легуючих елементів в хромі, вольфрамі і молібдені (a-фаза); інтсрметалліческіс фази типу Ni 3 X (де X - Nb, Та, Ti) і Ni 5 X (де X - Hf, Zr); ТПУ интерметаллические фази типу аїр.

Формування литої структури ЖНС починається при кристалізації з утворенням у відносно невеликому інтервалі температур кристалів у-твердого розчину в формі дендритних гілок. Далі одночасно з затвердінням рідини междендрітних областей утворюються монокарбіду МС по евтектичною реакції: Ж = у + МС. Закінчується формування литої структури ЖНС кристалізацією фаз евтектичного походження, які виділяються в глобулярної або дендрітообразной формі: (у + у ') авп М 6 С, а. Потім в процесі охолодження з температури ніжеу'-сольвус (температурна розчинність у'-фази ву-розчині) первинний у-твердий розчин розпадається з виділенням дисперсних частинок у'-фази. Цей процес, протікаючи з невеликим температурним переохолодженням (10-20 ° С) щодо у'-сольвус, носітвЖНС спонтанний характер, пов'язаний з гомогенним зародженням і подальшим зростанням виділень у'-фази при малих шляхах дифузії атомів [3].

Типовий хімічний склад, механічні та фізичні властивості ЖНС для равноосной лиття наведені в табл. 1.1 -1.3 [4].

Таблиця 1.1

Типовий хімічний склад серійних ЖНС для равноосной лиття

сплав

Зміст елементів, травні. %; Ni - інше

З

сг

з

Мо

W

Nb

А1

Ti

V

Zr

В

ВЖЛ12У

0,17

9,5

14,0

3,1

1,4

0,75

5,3

4.5

0,7

0,04

0,035

ЖС6К

0,16

11,3

4,5

4,0

5,0

-

5,5

2,85

-

0,04

0,02

ЖС6У

0,17

8,8

9,8

1,8

10,3

1,0

5,6

2,4

-

0,04

0,035

Таблиця 1.2

Типові механічні властивості ЖНС для равноосной лиття

сплав

властивості

Температура випробування, ° С

20

800

850

900

1000

1050

ВЖЛ12У

Е Ю 3 , МПа

190

146

138

139

133

116

ст ", МПа

883

883

824

711

471

299

ст 02 , МПа

765

716

589

476

270

177

6,%

10,0

8,0

6,5

6,5

13,0

19,0

у,%

13,0

12,0

8,0

10,0

15,0

20,0

про т , МПа

-

530

432

324

147

88

ЖС6К

Е Ю " 3 , МПа

195

150

125

115

112

98

<7 ", МПа

1000

920

785

560

400

255

<ТО2, МПа

895

805

590

390

295

195

6,%

8,0

1,0

3,0

6,0

12,0

10,0

у,%

15,0

5,0

3,0

6,5

12,0

20,0

<* Ioo> МПа

-

520

315

155

90

-

Закінчення табл. 1.2

сплав

властивості

Температура випробування, ° С

20

800

850

900

1000

1050

ЖС6У

Е Ю 3 , МПа

196

143

135

128

122

-

а н , МПа

1030

961

853

608

392

338

а 02 , МПа

932

873

746

510

-

298

5,%

3,0

2,0

1,5

2,0

2,5

4,5

i,%

3,0

4,0

2,5

4,0

4,0

5,5

CJ | M , МПа

-

549

343

167

103

-

Таблиця 1.3

Фізичні властивості ЖНС з равноосной структурою

Т, ° з

X, Вт м- 'К'

з р '

кДжкГ 1 • До -1

Г, ° С

а • 10 6 , К ' 1

ВЖЛ12

ЖС6К

ЖС6У

ЖС6У

ВЖЛ12

ЖС6К

ЖС6У

25

10,9

8,4

-

-

20-100

12,0

11,0

11,4

100

12,1

9,6

9,6

0,368

100-200

12,7

11,8

12,1

200

13,0

11,7

11,3

0,406

200-300

13,4

13,8

12,7

300

14,2

13,4

12,6

0,441

300-400

13,6

15,1

13,0

400

15,5

15,5

14,2

0,460

400-500

14,3

15,5

13,6

500

16,7

18,0

15,9

0,502

500-600

14,8

16,1

13,6

600

18,0

19,7

18,0

0,544

600-700

16,6

16,6

14,2

700

19,7

21,3

19,7

0,586

700-800

17,8

18,1

15,2

800

21,3

23,0

21,3

0,628

800-900

20,1

19,3

17,2

900

23,0

25,1

23,0

0,668

900-1000

25,1

22,1

21,5

Всі легуючі елементи ЖНС в залежності від ступеня їх впливу можна умовно розділити на кілька груп [3, 4]:

З, Cr, Mo, W, Та, Re ............. Зміцнення твердого розчину

Al, Ti, Nb, Та, Hf ..................... Дисперсійне зміцнення ІНТЕРМЕТАЛІЧНОГО

фазами у 'на основі Ni 3 Al

Та, Ti, Nb, Hf, W, V ................. Дисперсійне зміцнення при зменшенні ковзання по формуванню карбідів типу:

Сг ............................................. МС

Cr, Mo, W ................................ М 7 С 3

Mo, W ...................................... М 23 С 6

С, В, Zr, Hf, La, Се ................. М 6 С; зниження зерномежевої дифузії зерен,

збільшення в'язкості руйнування

Al, Cr, Hf, La, Y ....................... Опір газової корозії

Сг, Ti ....................................... Опір сульфідної корозії

Al, Ti, Hf, Та, W, Mo Re, W .... Підвищення температури повного розчинення

у'-фази; підвищення температури солидус

Для кожного сплаву даної системи легування формуються фази з присуши тільки цього сплаву хімічним складом, який визначається об'ємною часткою фаз і коефіцієнтами розподілу К, легуючих елементів між фазами у 'і у: До ; = С, {у '} / С, {у}, де С, - концентрація / -го елемента в фазі (відсотки атомні).

Коефіцієнт К ( менше одиниці для у-стабілізуючих елементів (Cr, З, Mo, Re, V) і більше одиниці для у'-стабілізуючих елементів (Ti, Та, Nb, АЛЕ; значення А'для вольфраму може змінюватися в межах 0, 5-1,5.

/ ........ А1 ..... Сг ..... З ..... W ...... Mo .... Ti ...... Nb ... .. Та ..... V ....... Re ..... Hf

Ki ..... 3,5 ..... 0,2 ..... 0,5 ..... 1,0 ..... 0,4 ..... 4,7. .... 2,5 ..... 2,3 ..... 0,6 ..... 0,1 ..... 5,5

Tвердорастворное зміцнення у-матриці легирующими елементами обумовлено різницею в атомних діаметрах і валентності легуючого елемента заміщення і нікелю. Збільшення різниці валентностей нікелю і добавки знижує енергію дефектів упаковки Ni, що ускладнює рух дислокацій в нікелевому твердому розчині. До додаткового зміцнення матричної у-фази призводить легування металом з більшим, ніж у нікелю, модулем пружності. Таким чином, зміцнення нікелевого твердого розчину при легуванні буде зростати в ряду елементів З, Fe, Cr, V, Al, Ti, Мо, W, Nb, Та, Re.

При температурах вище 0,6 Т пп , крім перерахованих факторів, на зміцнення у-твердого розчину має суттєвий вплив диффузионная рухливість атомів легуючих елементів. Між коефіцієнтом дифузії і температурою Т пя існує тісна кореляція.

Якщо легування підвищує Т пл , то Гомологічна температура, а також дифузійна рухливість атомів в такому сплаві будуть нижче. В результаті при високотемпературної повзучості найбільший внесок в опір руйнуванню вносять легирующие метали (реній і вольфрам), що підвищують температуру солидус ЖНС.

У ЖНС у'-фаза представлена безліччю складів, що свідчить про її здатність розчиняти практично всі перехідні елементи в їх різному поєднанні. Сумарна гранична розчинність легуючих елементів зростає від 5-6ат.% Ву'-фазс нікелевих сплавів трикомпонентних систем Ni-А1-W (Мо) до 10 ат. % В багатокомпонентної у'-фазі сложнолегірованних нікелевих сплавів. Об'ємна частка частинок у'-фази в ЖНС визначається відповідно до концентрації алюмінію і таких у'-утворюючих елементів, какТц Nb, Ta, Hf, в найбільш жароміцних сплавах вона досягає 60- 70%. При підвищених концентраціях цих елементів в структурі сплаву з'являються виділення у ' ЕВ | -фази у вигляді включень глобулярної форми, що розташовуються в междендрітних областях. Фаза у ' ЕОТ не вносить вкладу в зміцнення сплаву, а навпаки, негативно впливає на опір високотемпературної повзучості.

Дисперсійне зміцнення частинками у'-фази забезпечує тривале збереження високої температурної здатності ЖНС в широкому інтервалі температур, аж до 1150 ° С, і досягається шляхом гальмування ковзають дислокацій в у-матріцс високодисперсними частинками у'-фази. Отже, найважливішу роль в опорі високотемпературної повзучості ЖНС грають, поряд з об'ємною часткою і розмірами частинок у'-фази, фізико-хімічними і механічними властивостями у- і у'-фаз, такі параметри гетеро- фазной у / у '-Структури, як температура повного розчинення у'-фази ву-розчині (солвусу ') і розмірне невідповідність періодів кристалічних решіток у-і у'-фаз (МИСФА). МИСФА оцінюється по параметру Д а = (я у - a Y) / a. r де а., і а.,. - періоди кристалічних решіток у-і у'-фаз.

Карбіди в жароміцних сплавах на нікелевої основі розподіляються переважно по периферії гілок дендритів і кордонів зерен. Їх роль в ЖНС неоднозначна. Карбіди, розташовані по межах зерен, роблять позитивний вплив на характеристики короткочасної і тривалої міцності, ускладнюючи зернограничного прослизання. Роль карбідного зміцнення зростає при підвищених температурах. Карбіди перешкоджають рекристалізації і дифузії по поверхнях розділу, сприяючи збільшенню температурної працездатності сплавів.

Для поліпшення морфології карбідів в структурі ЖНС їх легируют гафнію. Під його впливом температура освіти МС-карбідів підвищується і форма виділень карбідних частинок стає більш сприятливою - поліедріческіх. В результаті цього межзерен- ні кордону набувають підвищену здатність до пластичної деформації. Виділення карбідів надають і непрямий вплив на зміцнення нікелевих сплавів. Пов'язуючи значну кількість основних легуючих елементів (Ti, Та, W та ін.), Карбіди збіднюють ними у- і у'-фази, знижуючи тим самим ефективність твердорастворного і дисперсійного (у'-фаза) механізмів зміцнення.

У жароміцних сплавах спостерігаються чотири типи карбідів. Їх освіту визначається складом сплаву, температурою і часом. Карбіди МС, що сформувалися в процесі кристалізації сплаву, при тривалому впливі високої температури і напруги можуть зазнавати перетворення в карбіди інших типів відповідно до таких твердофазних реакціями: МС + у => => М 23 С 6 + у '; МС + у => М 6 С + у '.

Карбіди М 23 С 6 стабільні до температур 900-1000 ° С; при більш високих температурах стійкими є подвійні карбіди типу М 6 С. Останні утворюються в жароміцних сплавах з високим вмістом тугоплавких металів і характеризуються широким інтервалом складів в межах М 3 С-М 13 С. Типовими складами подвійних карбідів є (Ni, Со) 3 Мо 3 З і (Ni, Co) 2 W 4 C. Утворилися в твердій фазі карбідні виділення мають пластинчасту морфологію і служать концентраторами напружень, негативно впливаючи на в'язкість руйнування.

До ТПУ-фаз в ЖНС відносяться тетрагональна a-фаза і ромбоедрична p-фаза. Формула p-фази (Cr, Mo) x (Ni, Со) у, де хіу можуть змінюватися в межах 1-7. ТПУ-фази утворюються изу-твердого розчину сплаву у вигляді тонких пластин в інтервалі температур 750- 1000 ° С, часто зароджуються на карбідах М 23 С 6 і М ( , С по межах зерен. У ренійсодержащіх ЖНС випадання сг-фази спостерігається в області більш високих температур (1000-1150 ° С) і додатково може утворюватися орторомбические Р-фаза.

Шкідливий вплив ТПУ-фаз на механічні властивості ЖНС проявляється в тому, що пластинчатая морфологія фаз служить джерелом зародження і поширення тріщин, що ведуть до крихкого руйнування.

Схильність ЖНС до виділення ТПУ-фаз визначається вмістом в у-твердому розчині Cr, Mo, W та Re. Встановлено, що в сплавах, що утворюють карбіди М 23 С 6 , при тривалому впливі температури і напруги також буде утворюватися a-фаза, в той час як в сплавах, схильних до утворення М () С-карбідів, може виділятися ц-фаза.

З 60-х років минулого століття основною тенденцією в розробці ЖНС для лиття турбінних лопаток стало підвищення в матричному у-розчині змісту упрочняющей у'-фази (до 60-70%). У той же час розробники сплавів прагнули і до підвищення температури повного розчинення у'-фази в у-твердому розчині шляхом збільшення концентрації А1, зниження вмісту Сг і Со, а також додаткового легування тугоплавкими перехідними металами (Mo, W, Nb, Та, Hf ). Для зміцнення кордонів зерен вводилися микродобавки В, Zr, Y, La і Се.

У 40-ті роки минулого століття Н. Грантом введено поняття еквівалентної температури, вище якої руйнування полікрістал- вих жароміцних сплавів в процесі повзучості відбувається по межах зерен, розташованих перпендикулярно осі прикладання навантаження. Це підтвердилося експериментальними дослідженнями академіка С.Т. Кишкина, який показав, що нікелевий жароміцний сплав ЕІ437 руйнувався по межах зерен, орієнтованим перпендикулярно осі зовнішнього навантаження, причому тріщини в відливання на таких кордонах зароджувалися вже на початку другої стадії повзучості. Тому литі лопатки з нікелевих жароміцних сплавів з підвищеною довготривалу міцність повинні мати столбчатую структуру, в якій кордону зерен розташовуються паралельно напрямку головних напружень.

 
Переглянути оригінал
< Попер   ЗМІСТ   ОРИГІНАЛ   Наст >