Суперсплавы

За рубежом суперсплавы на основе никеля, кобальта и хрома применяются как жаропрочные сплавы для изготовления лопаток ГТД и др. [c.90]

В разделе IV обсуждалось использование низкотемпературных материалов. В настоящее время исследуются экспериментальные композиции, которые обеспечат улучшение эксплуатационных качеств применительно ко всем секциям двигателя. К ним относятся титан, армированный борными волокнами никель, армированный волокнами карбида кремния различные суперсплавы, армированные проволоками из тугоплавких металлических сплавов. Последний тип композиций открывает возможности для замены в будущем существующих сплавов для лопаток турбин более легкими материалами с повышенной выносливостью при температурах свыше 1100° С. [c.75]

Суперсплавы (например, разработанные для лопаток газовых турбин) — это сплавы, в основе которых лежит не один металл, как железо в обычных сталях, а два или большее число металлов (Сг, Ni и др.), и, таким образом, эти сплавы содержат железа намного меньше, чем жаростойкие стали, принимающие закалку. [c.284]

По данным табл. 2 с помощью уравнения (3) можно также сравнить поведение рассматриваемого суперсплава с размером зерна 300 мкм при разрушении на воздухе и в вакууме. При обеих температурах испытаний воздух увеличивал время до разрушения (значение р в вакууме выше, чем на воздухе). Влияние среды на пластичность при разрушении суперсплава наглядно продемонстрировано на рис. 3 и 4. Пластичность разрушения в вакууме была ниже, чем на воздухе, во всем исследованном в работе [14] диапазоне напряжений (440—800 МПа при 760 °С и 90—120 МПа при 982°С). [c.15]

Поведение II типа представляет обратный случай по отношению к типу I, т. е. воздух ослабляет, а не упрочняет материал по сравнению с другой средой. Интересно, что поведение II типа наблюдалось для суперсплава в вакууме 10" торр, когда либо [c.16]

Сопоставив этот случай поведения II типа с поведением суперсплава с более крупнозернистой структурой, относящимся к типу I и рассмотренным выше, можно прийти к выводу, что при изменении размеров зерна или плотности межзеренных границ в поперечном сечении образца возможен переход от одного типа к другому [18—21] (рис. 5). [c.17]

Справедливость второго предположения (о том, что воздушная среда может усиливать скольжение по границам зерен) подтверждается сравнительным исследованием ползучести суперсплава на никелевой основе, упрочненного за счет высокого объемного содержания фазы у на воздухе и в вакууме при 760 °С [172]. Размеры зерна и образца изменялись в этом случае независимым образом. В исследованной системе, где границы зерен практически не содержали упрочняющих карбидов, наблюдалось усиление ползучести на воздухе. Как и следовало ожидать, образцы с более крупным зерном (275 мкм) оказались более стойкими к ползучести на воздухе, чем мелкозернистые (100 мкм) образцы. Напротив, при испытаниях в вакууме скорость ползучести практически не зависела от размера зерна. Это согласуется с представлением об усилении скольжения по границам зерен, вызванном проникновением воздуха. Последнее подтверждается также наблюдениями сдвига границ зерен, согласно которым вклад проскальзывания по границам зерен в полную величину деформации па воздухе больше, чем в вакууме. Интересно, что для образцов того же сплава, состаренных с целью образования выделений карбидов по границам зерен, усиление ползучести на воздухе уже не наблюдалось напротив, на воздухе сплав упрочняется. Эти результаты можно объяснить, основываясь на представлении об упрочняющем влиянии поверхностной окалины, которое должно быть эффективным, [c.39]

Например, в случае суперсплава с крупным зерном (поведение I типа) на воздухе наблюдается ускоренная ползучесть и разрушение образца в результате распространения одной-двух трещин, образующихся на внешней поверхности (рис. 13, а). В вакууме (рис. 13, б) разрушение происходит в результате объединения многочисленных полостей, образовавшихся в местах стыка трех зерен внутри образца. На воздухе трещины зарождались в местах пересечения границ зерен с поверхностью (где в результате окисления проис.ходило обеднение выделениями) и распространялись по границам зерен. Еще одна интересная особенность результатов, полученных на воздухе,— наличие ступенек на участках ускоренной ползучести (см. рис. 3 и 4). По-видимому, они связаны с легким образованием трещин в местах выхода межзеренных границ на поверхность (этому соответствуют резкие перепады ступенек) и последующим замедлением или даже прекращением их развития (относительно плоский участок ступеньки). Притупление трещин происходит в окисленном и лишенном фазы у поверхностном слое (рис. 14). Такое прерывистое развитие трещин продлевает продолжительность стадии ускоренной ползучести. Этот эффект имеет, по-видимому, динамический характер, поскольку при испытаниях в вакууме предварительно окисленных образцов такой ступенчатой кривой ползучести не наблюдалось, хотя скорость ползучести и была уменьшена присутствием окалины. При вакуумных испыта- [c.42]

Здесь будут рассмотрены сплавы с аустенитной матрицей, не являющиеся мартенситными и упрочняемые главным образом выделениями. Обычно выделения в таких сплавах представлены упорядоченной у -фазой, известной также по суперсплавам на основе никеля, имеющей состав И1з(А1, Т1). Например, сплав А-286 представляет собой нержавеющую сталь 15 Сг—25 N1 с добавками 2,25% Т1 и 0,2% А1, необходимыми для образования фазы В промышленных образцах сплава А-286 наблюдались КР [66, 120], водородное охрупчивание [72, 118, 120, 121], а также рост трещин в условиях постоянного нагружения при высоком давлении водорода [122]. [c.79]

Термомеханическая предыстория материала может, по-видимому, оказывать существенное влияние и на стойкость к водородному охрупчиванию других суперсплавов [38, 118, 279, 287]. В качестве примера на рис. 42 показано влияние термообработки на листовой сплав Рене 41 [279] при термическом наводороживании в течение 1000 ч при температуре 650°С и давлении 1 атм. Необходимо отметить отрицательный эффект старения, приводящего к образованию у, а также охлаждения в печи от температуры обработки на твердый раствор (вероятно, путем образования г] на границах зерен, о чем свидетельствует межкристаллитный характер водородного разрушения [279]). В другом исследовании был обнаружен небольшой положительный эффект высокоэнергетической штамповки сплава Инконель 718 перед старением по сравнению с обычным материалом, состаренным после термообработки на твердый раствор уменьшение относительного сужения в результате выдержки в водороде при давлении 69 МПа снизилось от 72% при обычном старении до 60% в материале, подвергнутом термомеханической обработке (ТМО). Таким образом, образование у или у" после ТМО ухудшает свойства исследованных сплавов практически в такой же степени, как и в отсутствие ТМО. По-видимому, для упрочнения и повышения стойкости к KP решающее значение имеет улучшение субструктуры сплава при старении, предшествующем ТМО [160, 289]. Не исключено, что более сложные процессы обработки, включающие ТМО, позволяют добиться улучшения свойств никелевых сплавов. [c.116]

Фазы упрочняющие в суперсплавах 114 [c.487]

Пределы длительной и удельной длительной прочности композиционных материалов и конкурирующих с ними суперсплавов за 100 ч 8 [c.357]

И ВО, но оксид ВО более устойчив (при рассмотрении суперсплавов символом А обычно обозначают Ni или Со, а символом В - Сг, А1, Ti и другие элементы). При низких концентрациях В будет образовываться поверхностный слой АО, а оксиды ВО, образующиеся путем внутреннего окисления, выделяются во внутренних объемах сплава (рис. 11.3,а). Если концентрация В повышается и превосходит критический уровень перехода к наружному окислению, формируется строение, представленное на рис. 11.3,5. Создание сплошного слоя ВО кладет конец продолжению формирования оксида АО, если последний менее устойчив, чем ВО, хотя до создания совершенного слоя ВО образуется некоторое количество соединения АО (стадия "переходного окисления"). Строение, представленное на рис. 11.3,5, и является целью легирования, направленного на повышение противоокислительной стойкости. Иными словами, легирующий элемент В, оксид которого очень стабилен и медленно растет, вводят в количестве, достаточно большом для формирования поверхностного защитного слоя посредством "избирательного окисления" [6]. [c.12]

Помимо Сг и А1, суперсплавы содержат множество важных легирующих элементов, к их числу относятся Мп, Ti, Si и все тугоплавкие металлы. Во многих случаях эти элементы оказывают существенное влияние на стойкость к окислению у сплавов, формирующих соединения r Oj или AI Oj. В данном разделе мы рассмотрим сведения о влиянии этих элементов на окислительные свойства некоторых модельных сплавов. [c.30]

Кинетика. Описать кинетику окисления суперсплавов на основе гравиметрических измерений достаточно сложно, из-за того, что значительные фракции совокупной окалины образуются в переходный период ее роста (продолжительность не более 2 ч), отличающийся постоянной скоростью. Нередко вслед за этим наступает период параболического роста, и его описание требует знания двух или трех констант скорости, делая простое сравнение сплавов невозможным [90—92]. Температурная зависимость первой параболической константы к J (рис. 11.14) показывает, что скорости роста [c.33]

Хотя уравнение (1) удовлетворительно описывает поведение широкого круга металлов и сплавов в режиме установившейся ползучести, сравнительно недавно было найдено [13], что в высокостойких к ползучести (крипоустойчивых) упрочненных выделениями сплавах (суперсплавы и дисперсноупрочненные сплавы) необходимо учитывать также наличие внутренних напряжений Сть препятствующих образованию и движению дислокаций [c.11]

Рис. 3. Кривые ползучести суперсплава (X—разрушение образца) с поликрнстал-лической структурой (размер зерна 300 мкм) при 760"С и растягивающем напряжении 483 МПа на воздухе (/), в вакууме 2) н на воздухе при наличии поверхностного осадка ЫазЗОл (3) [14]. Для вакуума / =0,85, 0,61,

Рис. 4. Кривые ползучести суперсплава (X разрушение образца) с поликристал-лической структурой (размер зерна 300 мкм) при 982 С и растягивающем напряжении 108 МПа на воздухе (/), в вакууме (2) и на воздухе при наличии поверхностного осадка Na2S04 (<3) [14]. Для вакуума / -=—0,36, / =—0,63, / j — =—0,63 для Na SOi / =—9,44, =-0,93. Fjy=-0,67

Кроме подробного исследования [14], результаты которого были рассмотрены выше, о поведении типа 1А часто сообщалось и в других работах. В частности, оно наблюдалось при сравнении влияния воздуха и вакуума (обычно 10 —10 торр) на другие суперсплавы, такие как Хастеллой-Х [15, 16], монокристаллический суперсплав [17], крупнозернистый (размер зерна 1—2 мм) Удимет-700 [18—21], а также на никель и другие разнообразные сплавы на его основе [22—30], магниевые срлавы [31] и серебро, содержащее следы примесей [32, 33]. Хотя в качестве слабоокисли- [c.15]

Кроме уже упомянутого суперсплава, поведение II типа наблюдалось также для низкоуглеродистых сталей [48], мягких сталей [52], нержавеющих сталей [45, 53—56], сплава Инколой-800 [35], а также для никеля и других сплавов на его основе [23—27, 57 58]. В названных работах было установлено, что переход от I типа поведения ко II может быть обусловлен температурой и величиной напряжения [23—27, 53] (рис. 6). В случае никельхромовых сплавов при низких температурах (например, <700 °С) и высоких нагрузках картина ползучести и разрушения в вакууме соответствовала типу II, а при более высоких температурах и меньших напряжениях поведение материалов относилось к I типу [23—27] В работе [59] наблюдалось упрочняющее воздействие пара по [c.17]

Рис. 5. Минимальная скорость ползучести монокристаллнческого и поликри-сталлического суперсплава на воздухе (/) н в вакууме 1,3 10- Па 2) в зависимости от количества зерен в поперечном

Согласно данным предыдущего раздела, упрочнение могло бы также вызываться внутренними эффектами, в частности образованием упрочняющих дисперсоидов за счет оксидных (карбидных, нитридных и т. д.) частиц. С представлением об упрочняющей поверхностной пленке согласуются рассмотренные выше данные работы [62], где было исследовано упрочнение нержавеющей стали, вызванное науглероживанием, и обнаружено, что показатель п возрос от 6 для исходной стали до 10,7 для науглероженной стали. По-видимому, возрастание значения п отражает в этом случае более высокое внутреннее противодействующее напряжение аналогично случаю суперсплавов, механически легированных оксидными дисперсоидами [13]. [c.36]

Многие из величин Ос еще требуется определить количественно или хотя бы качественно. Тем не менее мы предположим, что при определенных составах и микроструктурах сплавов, средах и состояниях напряжения некоторые эффекты должны быть доминирующими. В частности, применяя этот метод анализа к основному примеру поведения I типа, а именно к случаю суперсплава на никелевой основе с умеренно крупным зерном [14, 18—21], мы отметим в соответствии с эффектами, перечисленными в табл. 5, следующие положения. В такой упрочненной системе, как данный сплав (временное сопротивление 1033 МПа даже при 760 °С [169]), маловероятно, чтобы какие-либо эффекты твердого раствора существенно влияли на внутренние напряжения. Выше отмечалось, что зернограничными эф( ектами также пренебрегали. Основной эффект, как можно предположить, в этом случае будет связан с величинами Ос, аналогичными входящим в уравнение (19). Иными словами, упрочнение рассматриваемой системы на воздухе обусловлено противодействием образованию и движению дислокаций со стороны окалины с хорощей адгезией, формирующейся при испытаниях на ползучесть на воздухе, но отсутствующей при испытаниях в вакууме (см. рис. 10) или в горячей солевой среде [14]. Микрофотографии, представленные на рис. 10, показывают также, что в результате ползучести (как на воздухе, так и в вакууме) поверхностные слои подложки постепенно становятся однофазными. На воздухе образуется фаза у, вероятно, посредством селективного окисления алюминия и титана, а в вакууме образуется фаза у вследствие испарения хрома. Важно, что ни в одном случае поверхностные слои подложки не являются дпсперсиоупроч-ненными. Таким образом, эти эффекты будут иметь тенденцию к самокомпенсации при любых попытках, подобных этой, проанализировать сравнительное поведение системы на воздухе и в вакууме. [c.37]

Рис. 14. Микрофотографии суперсплава, разрушенного вследствие ползучести на воздухе (испытания проводились при 982 С и напряжении 108 МПа в течение 315 ч) а — окисленная и обедненная фазой у пленка i a границе зерен б — область вершины притупившейся межкрпсталлптнои трещины 114]

При испытаниях мелкозернистого (размер зерна <250 мкм) суперсплава были получены по суищству такие же металлографические результаты на воздухе возрастает число трещин в местах пересечения межзеренных границ с поверхностью образца, а в вакууме — число полостей в местах стыка трех зерен [18]. Однако в случае мелкозернистого сплава зародившиеся на поверхности трещины при испытаниях на воздухе приводили ( в отличие от сплава с крупным зерном) к преждевременному разрушению, т. е. к меньшим значениям длительной прочности [18]. [c.43]

В тех средах, которые рассматриваются в данной главе, сплавы на основе никеля исследовались не так интенсивно, как некоторые из уже рассмотренных выше систем сплавов. Поэтому обобщение имеющихся данных в этой области будет сравнительно кратким. Составы обсуждаемых ниже сплавов представлены в табл. 7. Среди никелевых сплавов можно выделить три больших основных класса (причем во всех трех случаях матрица имеет г. ц. к. структуру) 1) однофазные сплавы, такие как Ni—30 u, Ni—20 r и другие 2) сплавы, упрочненные выделениями, в основном представленные нсаропрочными суперсплавами, состаренными с целью выделения у -фазы 3) дисперсно-упрочненные сплавы, в которых упрочняющая фаза не выделяется из твердого раствора, а вводится в сплав каким-либо иным способом. Прежде чем обсуждать свойства каждой группы сплавов, важно рассмотреть поведение номинально чистого никеля. [c.109]

Очевидно, что в сплавах с таким сложным составом (см. табл. 7) трудно было бы найти корреляцию между поведением водорода и определенными легирующими элементами. Систематические исследования в этой области не проводились. Сложность проблемы состоит в том, что многие изменения химического состава сплава оказывают существенное влияние на у -фазу [274, 276]. Другим фактором, затрудняющим анализ, является широкое разнообразие микроструктур сплавов [274, 285]. Современные суперсплавы обычно подразделяют на листовые, деформируемые и литейные сплавы, различающиеся количеством у. Листовые сплавы, такие как Уаспалой и Рене 41, содержат менее 257о у, тогда как в наиболее прочном деформируемом сплаве Удимет 700 количество у составляет около 357о- В литейных сплавах, таких как IN-100 и M.AR-M 200 содержание у может достигать 55—65%. Все эти сплавы могут испытывать сильное охрупчивание в водороде [84, 270]. [c.115]

Во второй книге рассмотрены стойкость поверхиости суперсплавов и металлургические процессы применительно к этим материалам. В отдельной главе изложены перспективные аспекты разработки и применения суперсплавои. [c.4]

Стойкость no отношению к окислительным средам при высоких температурах — этому требованию суперсплавы должны удовлетворять независимо от того, имеется на них защитное покрытие или нет. Следовательно, для успешного проектирования и использования суперсплавов очень важно понять природу процессов их окисления, а также зависимость этих процессов от свойств сплавов и условий их эксплуатации. В этой главе мы дадим краткий обзор сведений об основах окислительных процессов металлов и сплавов, а затем обсудим поведение простых сплавов, образующих соединения СГ2О3 и AI2O3. Далее рассмотрим влияние обычных легирующих элементов на характер окисления этих базовых систем сплавов и заложим тем самым основу для расширенного рассмотрения и трактовки процессов окисления, которым подвергаются сложные суперсплавы. [c.8]

У очень многих никелевых суперсплавов, а в общем-то и многих суперсплавов на основе Со и на основе Ni, стойкость к окислению обеспе швают посредством образования окалины из СГ2О3. Поэтому сейчас мы рассмотрим окисление двойных сплавов с хромом. По особенностям окисления никель—хромовые сплавы можно подразделить на 3 группы [8]. Группа I— разбавленные сплавы (<10% Сг). Картина их окисления подобна представленной на рис. 11.3,а — наружная окалина образована соединением NiO, а внутреннее окисление приводит к образованию выделений fjOj. В этой [c.13]

Известно отрицательное влияние титана на адгезию окалины у никелевого суперсплава [82], и положительное — у сплава Fe-18 r-6AI [83]. [c.31]

Мо, W и Та активно используют в суперсплавах на никелевой и на кобальтовой основах в качестве упрочняющих элементов, принимающих участие в образовании г -фазы, карбидов. и в твердорастворном упрочнении. Другие тугоплавкие элементы, такие как Nb, Hf и Zr, также используют в целях упрочнения, в том числе за счет образования фазы NijNb. [c.31]

Судя по литературным данным [80], на окисление никелевых и кобальтовых сплавов тугоплавкие элементы оказывают влияние трех видов. Влияние одного из них благотворно, поскольку тугоплавкие элементы можно рассматривать как ловушки (геттеры) для кислорода, способствующие образованию защитных слоев из Al Oj и r Oj. Влияние двух других видов — вредное. Во-первых, тугоплавкие элементы уменьшают диффузионную активность алюминия, хрома и кремния, а это противодействует формированию защитного слоя. Во-вторых, оксиды тугоплавких металлов обычно незащитны (т.е. отличаются низкой температурой плавления, высокой упругостью паров, высоким коэффициентом диффузии и другими неблагоприятными характеристиками), и поэтому они нежелательны в качестве компонентов для наружной окалины. Следовательно, вредное влияние тугоплавких элементов оказывается более весомым, чем их благотворное влияние, так что для повьш1ения противоокислительной стойкости их обычно в суперсплавы не вводят. Но поскольку тугоплавкие элементы не равнозначны, то некоторые из них использовать предпочтительнее, чем другие. Представляется, например, что тантал, не вызывает столь вредных последствий, как вольфрам или молибден, поэтому он один из тех тугоплавких элементов, которые следует предпочесть. Вольфрам, молибден и ванадий ведут себя примерно одинаково, но вольфрам определенно сильнее снижает. скорости обменной диффузии, чем остальные элементы, и, следовательно, более, чем другие способен к неблагоприятному влиянию в отношении избирательного окисления. Оксиды ниобия не являются защитными, поэтому его присутствие в составе окалины нежелательно. Рений применяли в суперсплавах в ограниченных масштабах его влияние, по-видимому, аналогично влиянию ниобия. Гафний и цирконий часто вводят в суперсплавы в небольших количествах, они значительно улучшают прочность связи окалины с основным сплавом. [c.32]

Помимо основы Ni rAl, в суперсплавах присутствует множество легирующих элементов, которое кроме изменений в концентрации и соотношении элементов основы порождает такую неоднозначность и многообразие в характере окисления, 32 [c.32]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...