МОНОКРИСТАЛІЧНІ ЖАРОМІЦНІ НІКЕЛЕВІ СПЛАВИ

Особливості легування жароміцних нікелевих сплавів для лиття монокристалів

Найважливішим кроком у вдосконаленні структури жароміцних сплавів було отримання матеріалів взагалі без будь-яких меж зерен, тобто монокристалів. Для цього знадобилася не тільки модернізація технології спрямованої кристалізації з метою виростити монокристали із заданою орієнтацією, а й розробка спеціальних складів жароміцних сплавів, а також режимів їх термічної обробки. Так як в монокристалах відсутні кордону зерен, то немає необхідності вводити в сплав елементи, зміцнюючі їх. Ця обставина істотно спростило систему легування жароміцних сплавів для вирощування монокристалів. Крім того, використовуючи анізотропію фізико-механічних властивостей, можна вибрати таку раціоначьную орієнтацію монокристалла (осьову або азимутальної) щодо направлення дії головних напружень, яка забезпечила б найкращий комплекс механічних властивостей і максимальний ресурс роботи вироби.

Відсутність в монокристалах большеуглових кордонів зерен виключило для зміцнення межзеренного кордонів потреба у введенні С, В, Zr, Hf. За відсутності вуглецю і бору вдалося істотно підвищити температуру солидус (рис. 2.1), опір механічної і термічної втоми і повзучості монокристалів завдяки усуненню можливості утворення карбідів і боридів, що є концентраторами напружень і вогнищами зародження тріщин [3].

Вплив вуглецю (1) і бору (2) на температуру солидус Ts монокристалічного жароміцного сплаву ЖС40

Мал. 2.1. Вплив вуглецю (1) і бору (2) на температуру солидус Ts монокристалічного жароміцного сплаву ЖС40

Запропоновано наступні основні напрямки синтезу і обробки монокристалічних жароміцних нікелевих сплавів:

  • • створення нових сплавів на нікелевій основі, які можуть застосовуватися в монокристаллическом стані;
  • • розробка нових технологій і їх вдосконалення для отримання якісних монокристалічних виробів, включаючи вдосконалення металургійних процесів і термічної обробки;
  • • дослідження механічних властивостей в зв'язку зі зміною структури монокристалів та їх просторової орієнтації;
  • • розробка теорії високотемпературної повзучості на основі врахування структурних перетворень при нагріванні, дислокационной теорії високотемпературної повзучості, кристалографічних закономірностей високотемпературної деформації і т. Д.

Реній найбільш інтенсивно збільшує рівень жароміцності сплавів, в той час як хром знижує характеристики тривалої міцності (рис. 2.2). Позитивний вплив ренію на жароміцність ЖНС обумовлено збільшенням температури солидус сплаву, підвищеною розчинністю ренію в нікелевому твердому розчині і збільшенням періоду його кристалічної решітки, зниженням коефіцієнтів дифузії легуючих елементів [5-7].

Якщо в сплавах першого покоління в якості легуючих елементів використовували хром, молібден, титан, вольфрам, тантал, кобальт і алюміній, то в подальшому в сплави стали додавати реній, який має високу температуру плавлення (3190 ° С) (табл. 2.1). Реній входить до складу сплавів другого і третього поколінь в кількості 2-4 і 5-6% відповідно. До четвертого і п'ятого поколінь відносяться ренійсодержащіе ЖНС, додатково леговані новим елементом Ru [8, 9].

Вплив змісту легуючих елементів на тривалу міцність при температурі 1000 ° С і на базі 1000 год монокристалів з орієнтацією [0011 жароміцних нікелевих сплавів типу ЖС

Мал. 2.2. Вплив змісту легуючих елементів на тривалу міцність при температурі 1000 ° С і на базі 1000 год монокристалів з орієнтацією [0011 жароміцних нікелевих сплавів типу ЖС

Хімічний склад і щільність монокристалічних жароміцних нікелевих сплавів

Таблиця 2.1 [5]

сплав

Зміст, травні. %, Легуючих елементів

пліт-

ність,

г / см 2

сг

Ti

Мо

W

Re

та

А1

з

Nb

Hf

інші

перше покоління

ЖСЗОМ

7,0

1,8

0,6

11,7

-

-

5,1

7,5

м

0,1

-

8,635

ЖС40

6,1

-

4,0

6,9

-

7,0

5,6

0,5

0,2

-

  • 0,02Y;
  • 0,02Се;
  • 0,02La

8,84

PWA-1480

10,0

1,5

-

4,0

-

12,0

5,0

5,0

-

-

-

8,70

CMSX-2

8,0

1,0

0,6

8,0

-

6,0

5,6

5,0

-

-

-

8,56

AMI

7,8

1,1

2,0

5,7

-

7,9

5,2

6,5

-

-

-

8,59

друге покоління

ЖС36

4,0

U

1,6

11,7

2,0

-

5,8

7,0

U

-

-

8,724

CMSX-4

6,5

1,0

0,6

6,0

3,0

6,5

5,6

9,0

-

0,1

-

8,70

Rene N5

7,0

-

2,0

5,0

3,0

7,0

6,2

8,0

-

0,2

  • 0,05с;
  • 0,004В

8,63

Закінчення табл. 2.1

сплав

Зміст, травні. %, Легуючих елементів

пліт-

ність,

г / см 2

сг

Ti

Мо

W

Re

та

AI

з

Nb

Hf

інші

SCI 80

5,0

1,0

2,0

5,0

3,0

8,5

5,2

10,0

-

0,1

-

8,84

PWA-1484

5,0

-

2,0

6,0

3,0

8,7

5,6

10,0

-

0,1

-

8,95

третє покоління

Rene N6

4,2

-

1,4

6,0

5,4

7,2

5,75

12,5

-

0,15

0.05С; 0,004В; 0,01 Y

8,97

CMSX-I0

2,0

0,2

0,4

5,0

6,0

8,0

5,7

3,0

0,1

0,03

-

9,05

ЖС47

2,5

-

2,0

1,3

9,3

8,8

5,75

11,0

-

-

0,02Y; 0,02Се; 0,02 La

9,089

четверте покоління

MC-NG

4,0

0,5

1,0

5,0

4,0

5,0

6,0

-

-

0,1

4,0Ru; 0, ISi

8,75

TMS-138

3,2

-

2,8

5,9

5,0

5,6

5,9

5,8

-

0,1

2,0Ru

8,95

п'яте покоління

TMS-196

4,6

-

2,4

5,0

6,4

5,6

5,6

4,6

-

0,1

5,0Ru

9,01

Рутеній має низку переваг у порівнянні з ренієм; щільність рутенію майже в 2 раз менше ренію, він не схильний до утворення ТПУ-фаз і менш схильний до ліквації [10, 11].

Застосування ренію, як легуючого елемента, значно здорожує жароміцні сплави, проте воно виправдане помітним підвищенням їх ресурсу і експлуатаційних параметрів (рис. 2.3).

Як випливає з рис. 2.3, реній зменшує швидкість дифузії атомів матриці (нікелю), підвищує температуру солидус як сплаву, так і у'-фази і підвищує характеристики жароміцності. При цьому при легуванні ренієм можливий негативний вплив його на службові характеристики жароміцних нікелевих сплавів. Цими факторами є наступні [12].

До першого з них можна віднести порушення балансу легування сплаву. Висока від'ємне значення показника дисбалансу легування приводить в процесі експлуатації до утворення надлишкових фаз нерідко пластинчастої морфології. Наприклад, в сплаві ЖС32 при хімічному складі, що відповідає ДЕ = -0,03, можуть з'явитися пластини карбіду на основі W 6 C, а також ТПУ-фази типу ц, R, Р. Вважають, що пластини таких досить тендітних фаз є концентраторами напружень і джерелом зародження і поширення тріщин. Крім того, у-твердий розчин в тих мікрооб'ємах сплаву, в яких утворюються ТПУ-фази, збіднюється тугоплавкими легирующими елементами, що сприяє знеміцнення сплаву. У таких випадках необхідне коригування складу жароміцного сплаву по допустимому показнику дисбалансу легування (Д? = ± 0,02).

Основні чинники підвищення жароміцності нікелевих сплавів, що містять реній

Мал. 2.3. Основні чинники підвищення жароміцності нікелевих сплавів, що містять реній:

а - вплив Re і W на температуру солидус сплаву; 6 - вплив Re на швидкість дифузії атомів Ni; в - вплив Re, W, Та на температуру солидус у'-фази; г - вплив Re, Та, W на жароміцність монокристалів

У сплавах незбалансованого легування (CMSX-4, Alloy 800, RR2071) виявлені фази ст, р, R, Р, кількість яких і спільна присутність визначається температурою і тривалістю експозиції. Для зазначених фаз характерний високий вміст Re, W, Мо, Сг в різному поєднанні. На прикладі сплаву RR2071 визначено температурний поріг стабільності ТПУ-фаз. Для пі Дон обмежується 800-900 ° С. При температурі 950 ° С і вище існує? Фаза і невелика кількість p-фази, яка зникає при більш високих температурних нагревах. Сприятлива температура для утворення Р-фази +1025 ° С. Після нагріву металу RR2071 вище 1150 ° С ТПУ-фази не виявлені. Тонкі пластинчасті кристали метаста- більной ст-фази служать центрами кристалізації більш стабільних р-, R-, Р-фаз, визначають їх морфологію і розташування пластин площині паралельно {111}, які пронизують (у / в ') - матрицю сплаву.

З огляду на нерівноважні умови кристалізації монокристалів з високореніевих ЖНС, а також неможливість проведення повної високотемпературної гомогенізації і, отже, усунення за розумний час ліквационноє неоднорідності, в першу чергу за концентраціями тугоплавких елементів Re і W, можна зробити висновок, що ТПУ-фази можуть утворюватися як в литому стані монокристалів, так і після їх гомогенізації.

Найбільш інтенсивне утворення ТПУ-фаз спостерігається в процесі тривалих високотемпературних отжигов або випробувань на повзучість в інтервалі температур існування цих фаз. Кількість ТПУ-фаз в структурі ЖНС визначається не тільки відповідно до хімічним складом сплавів, а й кінетичним фактором, а саме: процесом дифузії в нікелевому твердому розчині атомів тугоплавких елементів W, Re, Мо, які входять до складу ТПУ-фаз, і швидкістю утворення зародків ТПУ-фази. У свою чергу, швидкість дифузії атомів цих елементів визначається по температурі і ступеня леговане ™ у-твердого розчину. В сучасних моно- кристалічних ЖНС у-твердий розчин містить високу концентрацію Re, W, Мо, Сг, оскільки їх коефіцієнти розподілу між у'- і у-фазами менше одиниці. З усіх легуючих елементів ЖНС реній найбільш інтенсивно уповільнює дифузію атомів компонентів.

У сплавах з несприятливим поєднанням легуючих елементів або через їх ликвации можуть утворюватися ТПУ-фази різного типу: ромбоедрична p-фаза, тетрагональна p-фаза і орторомбические Р-фаза. За своєю природою ТПУ-фази відносяться до крихким електронним з'єднанням перехідних елементів. Вони виділяються в формі пластин з у-твердого розчину. Крім кристалічної структури, ТПУ-фази розрізняються вмістом тугоплавких металів і їх співвідношенням [13]. Точна ідентифікація цих фаз утруднена як через надзвичайно малих розмірів пластинчастих виділень, так і внаслідок того, що в межах одного і того ж ТПУ-виділення може співіснувати кілька фаз, наприклад а- і Р-фаза. Крім того, в сплавах з підвищеним вмістом тугоплавких металів можуть виділятися a-фази на основі Мо або W з об'ємно-центрованої кубічної гратами, а також рениевая 5-фаза з гексагональної плотноупакованной гратами.

В якості другого фактора, здатного знизити рівень жароміцності ливарного сплаву, слід вказати його ліквационноє неоднорідність, пов'язану з сегрегацією тугоплавких елементів W, Mo, Re в осяхдендрітов. Ця обставина створює локальні осередки, які є потенційною причиною виділення надлишкових фаз навіть в сплавах збалансованого (в середньому) хімічного складу. Ізоляція елементів частково усувається за допомогою багатоступінчастої термічної обробки, що включає тривалу гомогенизацию при температурах до 1370 ° С, а також при використанні високоградієнтним спрямованої кристалізації [14, 16].

Третім негативним фактором необхідно визнати освіту пір округлої, кубічної або тетрагональной форми. Відомо, що їх походження пов'язане з явищами мікроусадкі при кристалізації (ливарні пори), розчинення нерівноважної евтектичною (У + у ') -фази в умовах гомогенізації сплаву (пори гомогенізації), дифузії вакансій в процесі повзучості (деформаційні пори). Вважається, що всі вони вносять свій внесок в механізм разупрочнения сплавів. Поява огранених деформаційних пір пояснюється нескомпенсованність дифузійних потоків (ефект Кіркін- дала). Стабілізації пір в структурі сплавів сприяє наявність на їх поверхні тугоплавких елементів W і Re. Для усунення пір зазвичай застосовують гаряче ізостатичне пресування (ГІП), яке підвищує тривалу міцність сплавів.

 
Переглянути оригінал
< Попер   ЗМІСТ   ОРИГІНАЛ   Наст >