ПОИСК Статьи Чертежи Таблицы Фазовый состав, структура и фазовые соотношения из "Суперсплавы II Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок Кн1 " Все суперсплавы на железоникелевой основе подобны друг другу по ряду фундаментальных характеристик. Они обладают аустенитной матрицей (со структурой г.ц.к.), в которой соответствующим образом сбалансированы содержания Fe и Ni. В матрице растворены элементы, обеспечивающие твердорастворное упрочнение и формирующие разнообразные свойства всего сплава. Кроме того, в сплавах присутствуют элементы, благодаря которым образуются упрочняющие выделения упорядоченных фаз в матрице и по границам зерен. В настоящем разделе мы сконцентрируем внимание на том, как легирующие элементы воздействуют на структуру и фазовые соотношения. [c.214] Обычно в качестве элементов, вызывающих твердорастворное упрочнение суперсплавов на железоникелевой основе, используют от 10 до 25 % Сг и до 9 % Мо. Вместо Мо можно вводить W, однако ценовая проблема и нежелательное увеличение массы конструкции ограничивают применение последнего. В советских литературных источниках [4] приведены примеры превосходства сплавов с W над таковыми с Мо по прочности. Со слишком близок по параметру кристаллической решетки к Fe и Ni, чтобы послужить эффективным средством для твердорастворного упрочнения. Замеш ая Fe в решетке железоникелевой у-матрицы, Мо расширяет, а Со - сжимает ее [5]. [c.215] Будучи введены в сплав, Сг и Мо располагаются главным образом в у-матрице, которой они придают ряд важных характеристик. Они, например, существенно снижают растворимость в матрице тех элементов (Ti, А1 и Со), которые образуют упрочняющие выделения в процессе старения. Так, предел растворимости Ti в матрице Ni — 50 % Fe составляет 1,5 % (по массе), озцачая, что у такого сплава, как 901, содержащего Ti в количестве 2 % (по массе), в отсутствие Сг и Мо упрочнение старением будет слабым, если будет вообще. [c.215] Элементы, вызывающие твердорастворное упрочнение железоникелевых суперсплавов, воздействуют на их характеристики и через увеличение параметра кристаллической решетки аустенита. Расширение решетки служит мерой внутренних искажений и напряжений, порождаемых различием в атомном объеме между аустенитом и легирующей добавкой. Увеличивая параметр решетки матрицы, добавка влияет на степень ее размерного несоответствия с решеткой когерентных упрочняющих выделений. Было показано, также, что элементы, вызывающие твердорастворное упрочнение, снижают энергию дефектов упаковки и тем самым затрудняют поперечное скольжение при повышенных температурах [б]. Таким образом, элементы, порождающие твердорастворное упрочнение, оказывают заметное влияние на эффективность упрочнения старением. [c.215] Еще одна благоприятная роль Сг заключается в том, что он придает Fe-Ni сплавам повышенную стойкость против окисления и коррозии, обеспечивая тем самым возможность использования сплавов в агрессивных средах при повышенных температурах. Содержание Сг в сплаве должно быть достаточным для образования непрерывной защитной оксидной пленки. Исследуя сплав 901, показали, что пороговое содержание Сг, при котором происходит образование такой пленки, составляет 9 % (по массе). Fe-Ni суперсплавы обычно содержат Сг в количествах, существенно превышающих этот уровень. [c.216] Сплав 903 характеризуется низким термическим расширением. Он не содержит хрома и, следовательно, обладает низкой стойкостью против окисления и коррозии. При низких температурах сплав подвержен ржавлению и получает лишь слабую защиту от окисления за счет оксида NiO + СоО, который формируется при Г 480 °С. [c.216] Твердорастворное упрочнение может быть вызвано и теми элементами, которые вводят для упрочнения старением (Ti, Nb и А1), коль скоро они обладают хоть и малой, но конечной растворимостью в аустенитной матрице. Показано [7], сильное твердорастворное упрочнение, вызываемое элементами внедрения С, N, В в дальнейшем влияние С и В мы рассмотрим подробнее. [c.216] Основным источником упрочнения сплавов на железоникелевой основе является образование когерентных выделений упорядоченных фаз типа А3В по реакции старения. Они распадаются на две категории с упорядоченной решеткой г.ц.к. (у ) и с упорядоченной решеткой о.ц.т. (у ). [c.216] Упорядоченная фаза у выделяется в тех железоникелевых суперсплавах, которые в качестве основного агента для упрочнения старением содержат Nb. К этому классу относятся сплавы 718 и 706, содержащие соответственно 5 и 3 % (по массе) Nb. Поскольку оба сплава содержат в небольшом количестве А1 [0,5 и 0,2 % (по массе), соответственно] и Ti [0,9 и 1,7 % (по массе), соответственно], в них совместно с выделениями у -фазы присутствуют и выделения г.ц.к. фазы у [8-13]. В сплаве 718 соотношение у /у находится в пределах от 2,5 до 4,0 [Ю]. В сплаве 706 согласно Раймонду [12] при содержании А1 0,2 % доминируют выделения у -фазы. Если содержание А1 возрастает до 0,5%, преобладают выделения у -фазы. Этот переход, связанный с увеличением содержания А1, сопровождается заметным понижением предела текучести. О подобных явлениях сообщают и применительно к сплаву 718 [13]. Приведенные данные свидетельствуют о том, что растворимость Nb в у -фазе (NijAl) высока ( 40%), тогда как растворимость А1 в 9г -фазе (NijNb) достаточно мала ( 1 %). Этим, следовательно, объясняется, почему малые количества А1 в указанных сплавах столь сильно воздействуют на упрочняющие выделения [12]. [c.217] Согласно современным исследованиям, упрочняющие выделения в сплаве 903 (с низким термическим расширением) принадлежат исключительно г.ц.к. фазе у. Поскольку сплав содержит 3 % (по массе) Nb, 1,0 % (по массе) А1 достаточно, чтобы стабилизировать фазы с решеткой г.ц.к. [c.217] Фазе у посвящено множество исследований [9-11, 14]. Ее упорядоченная структура DOjj метастабильна и в процессе продолжительного старения при Г 650 °С переходит в орторомбическую структуру 5-фазы (NijNb) [14]. С фазовой нестабильностью такого рода может быть связано ухудшение свойств сплава 718 при этих температурах. [c.217] Чтобы улучшить свойства железоникелевых суперсплавов, к ним целенаправленно добавляют ряд других, вполне определенных элементов. Весьма важным легирующим элементом является В его вводят в количестве 0,003-0,030 %, чтобы улучшить характеристики длительной прочности и горячую деформируемость [14]. По тем же соображениям, а также в качестве карбидообразующей добавки, вводят Zr. Исследования [15] показывают, что влияние В и Zr связано с изменением энергии поверхностей раздела, способствующим коалес-ценции и сфероидизации выделений второй фазы по границам зерен. Если зернограничные частицы этой фазы компактны и имеют округлую, сфероидизированную форму, сплав обладает пластичностью, в отличие от состояния повышенной чувствительности к надрезу, связанной с непрерывными пленочными зернограничными выделениями. Было показано [16], что В тормозит переход метастабильной у -фазы в т)-фазу, так как замедляет зарождение выделений по границам зерен. [c.218] Русские добавляют в железоникелевые суперсплавы V, чтобы повысить их горячую деформируемость [16]. Первоначально V вводили в сплав А-286 для улучшения его горячей пластичности при наличии надрезов [17]. Углерод используют в качестве раскислителя для образования карбидов МС, сдерживающих рост зерна в процессе горячей деформационной обработки, и для формирования благоприятных зернограничных карбидных выделений. В качестве раскислителей иногда вводят Мп и редкоземельные элементы. Показано, что Mg благоприятно влияет на длительную прочность и пластичность железоникелевых сплавов как при отсутствии, так и при наличии концентраторов напряжения, поскольку модифицирует зернограничные выделения в сплавах, улучшая их морфологию [18, 19]. [c.218] Вернуться к основной статье