Фазы упрочняющие в суперсплава

Фазы упрочняющие в суперсплавах 114 [c.487]

Поскольку главной упрочняющей фазой в суперсплавах является фаза у, ее температура сольвус имеет непосредственное отношение к температуре разупрочнения. Повышение температуры сольвус приводит к повышению температурного предела работоспособности суперсплава. Температура сольвус повышается с введением таких тугоплавких элементов, как Та, Hf, Nb и Ti, отличающихся высокой растворимостью в у -фазе. Однако их вводят в строго ограниченных количествах, так как температура сольвус не должна превысить температуру начала плавления сплава, в противном случае не удастся полностью гомогенизировать систему и достичь максимально возможного уровня прочности. Повышения температуры начала плавления достигают, вводя в качестве тугоплавких элементов W и Re при отсутствии в сплаве Zr и [c.259]

Улучшения прочностных характеристик суперсплавов для обычных отливок достигали, увеличив объемную долю выделений у -фазы примерно до 60%. Дальнейшее увеличение содержания у -фазы оказалось менее эффективным, ибо, достигнув уровня в 70%, столкнулись с проблемой у -фаза из упрочняющей фазы превращалась в матрицу, и это приводило к ухудшению свойств сплавов. Новое повышение сопротивления ползучести наступило с появлением сплавов для монокристаллических отливок, в которых доступное количество у -фазы использовано более эффективно за счет более равномерного распределения фазы и повышения ее температуры сольвус. Повысили и прочность у -фазы, легировав сплав добавками тугоплавких элементов, которые, по-видимому, повышают энергию антифазных границ. Обнаружили, что Та, W и Re с их более высокими, чем у Nb, V и Мо, точками плавления являются и более эффективными упрочняющими добавка--ми. По экономическим соображениям в суперсплавы обычно не [c.260]

Процесс формирования устойчивых полос скольжения в суперсплавах с упрочняющей -фазой отличается от такового в сплавах с волнистыми полосами скольжения в том отношении, что в первых образованию устойчивых полос предшествует очень незначительный или вообще не предшествует процесс равномерного деформирования. Судя по данным трансмиссионной электронной микроскопии, в суперсплавах, подвергнутых циклическому деформированию до разрушения [c.342]

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]

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]

Хотя конкурирующие материалы и смогут потеснить суперсплавы в некоторых случаях, все же упрочняемые выделениями - фазы никелевые суперсплавы и в будущем останутся основным материалом для промышленных газовых турбин вследствие неоднократно доказанной возможности изготовления из них деталей любого размера методами литья, штамповки и порошковой металлургии. [c.344]

У кобальтовых суперсплавов микроструктура (см. гл. 5) не так сложна, как у никелевых. Сопротивление ползучести у кобальтовых сплавов зависит главным образом от твердорастворного упрочнения и от взаимодействия карбидов с дефектами решетки, — дислокациями и дефектами упаковки. Упрочняющая у -фаза в кобальтовых сплавах не образуется, но металлурги стремятся использовать различные комбинации карбидов (например, МС, М С и М зС ), пытаясь достичь такого же упрочнения. Сплавы на основе железа, созданные в 30-х гг., были аналогичны кобальтовым. Однако никелевые сплавы с высоким содержанием железа (см. гл.6) сложнее, в них образуется и у -, и у -фазы. Поэтому можно считать их никелевыми сплавами, которые сильно разбавлены железом. Таким образом, металлурги, специализирующиеся в области суперсплавов, разработали и реализовали практически ряд упрочняющих реакций. Это позволило создать сложную структуру, являющуюся продуктом взаимодействия элементов и образованную вполне самостоятельными фазами, которые по сложности не имеют себе равных. [c.30]

Рабочие температуры продолжали расти, и стало яснее, что изменения в сплавах, направленные на одновременное повышение стойкости против окисления и против горячей коррозии, нередко противодействуют упрочняющему влиянию легирования. Повысив содержание хрома и снизив содержание алюминия, понижали температуру растворения у -фазы, и, следовательно, понижали прочность. Чтобы обеспечить необходимую защиту поверхности без существенного ухудшения механических свойств основного материала лопаток турбин авиадвигателей или промышленных турбин, инженеры обратились к поверхностному покрытию суперсплавов (см. гл.13). Со своей стороны это породило современный период "улучшенного оксида алюминия" т.е. тщательно сбалансированных покрывающих сплавов (на основе Ni, Fe, Со с добавлением Сг, А1 и других активных элементов), образующих чрезвычайно стойкую против окисления и/или коррозии защитную оболочку из легированного оксида алюминия. В соответствии с сегодняшней технологией защитные покрытия наносят практически на все несущие детали, изготовленные из суперсплавов и работающие в динамическом режиме при очень высоких температурах. Стоит заметить, однако, что моно-кристаллические (тип SX) сплавы, по природе своей лишенные границ зерен, и при отсутствии покрытия нередко проявляют новый, ранее неизвестный и необычайно высокий уровень поверхностной стойкости. [c.37]

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]

Главные механизмы упрочнения, действие которых зависит от реакции дислокаций с упрочняющей Э -фазой и Э -матрицей, примерно одинаковы у всех суперсплавов, независимо от вида кристаллизации они были рассмотрены в гл. 3. Настоящую главу мы посвятим тем характеристикам изделий из суперсплавов направленной кристаллизации, которые отличают их от изделий, полученных обычным литьем. [c.240]

Микроструктура суперсплавов в направленно-закристаллизованных отливках должна быть стабильной. Применительно к этим сплавам весьма эффективны могут быть методы фазового контроля, например учет количества электронных вакансий. Но присутствие в направленно- закристаллизованных сплавах таких продуктов структурной нестабильности, как фазы Ч или ц, не столь пагубно сказывается на поведении сплавов, поскольку их матрица по своей природе более пластична. На практике по поводу охрупчивания, связанного с фазовой нестабильностью, больше хлопот доставляют сплавы для обычных отливок, нежели сплавы для отливок направленной кристаллизации. В последнем случае более существенны неприятности, связанные с возможной потерей прочности из-за нежелательного выделения фаз, которое со временем обедняет сплав по важным упрочняющим элементам. По некоторым наблюдениям направленно-закристаллизованные сплавы с нестабильной микроструктурой склонны к преждевременной пластической деформации. [c.252]

На характере циклического деформирования суперсплавов с упрочняющей зг -фазой отражаются некоторые дополнительные виды деформации последней. В зависимости от ориентировки, у монокристаллов и у индивидуальных зерен поли-кристаллического материала можно наблюдать октаэдрическое или кубическое скольжение. При циклическом деформировании по схеме растяжение—сжатие у монокристаллической э -фазы [15] и у суперсплавов [16, 17] наблюдали анизотропию текучести для ориентировок, близких к <001> и <011>, а также продолжительное анизотропное упрочнение по "наиболее прочному" направлению. [c.344]

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]

Геометрически плотно упакованные (г.п.у.) фазы имеют формулу А3В, где А — атом меньшего размера фаза образует в аустенитной г.ц.к. матрице когерентные выделения, обладающие упорядоченной кристаллической структурой. В никелевых суперсплавах основной упрочняющий агент— зг -фаза, Nij A Ti). В современных высоколегированных никелевых сплавах выделения этой упорядоченной фазы могут содержать и другие элементы. Ni может замещаться Со, Fe и в малой степени Сг. Ti и А1 замещаются Сг и тугоплавкими элементами. У никелевых сплавов, применяемых в настоящее время и содержащих наибольшую объемную долю зг -фазы, температура сольвус для зг -фазы может достигать 1204°С. Анализ свойств и поведения этой важнейшей фазы более плотно и подробно изложен в гл.4. [c.191]

В предшествующих главах и в приложении А приведены иллюстрации диаграмм состояния четверных систем, в которых формируются высоколегированные аустенитные сплавы всех рассматриваемых типов. Диаграммы показывают, что в четверном фазовом пространстве непрерывная область составов, отвечающих матрице суперсплавов, расположена в поле аус-тенитной фазы (у) с г.ц.к. решеткой. Это поле отделено широким пробелом от других главных однофазных объемов четверной системы, относящихся к полю, где расположены граничные твердые растворы с о.ц.к. решеткой. Между этими двумя полями лежит полоса многочисленных однофазных объемов, представляющих собой фазовые области О, ji, R и других, подобных им фаз. Это твердые интерметаллические соединения, не пригодные для использования в качестве основы пластичного сплава и пока не получившие общего признания в качестве полезных упрочняющих фаз. Образования этих фаз в суперсплавах избегают любой ценой. [c.277]

Согласно данным многих авторов, плоскостность скольжения в суперсплавах (недостаренных или на пике старения) в процессе циклического нагружения объясняется перерезанием частиц зг -фазы [5, 8, 9]. Среди промышленных суперсплавов с полимодальным (по размерам) распределением частиц зг -фазы те из них, что не достарены до состояния, соответствующего высокой объемной доле крупных частиц ( 0,2мкм), обнаруживают наиболее выраженное плоскостное скольжение и самое слабое циклическое упрочнение. У пере-старенных сплавов перерезание частиц выражено очень слабо, и обычно после некоторого начального подъема циклическое упрочнение прекращается (устанавливается стабильный силовой режим). Дислокации образуют петли вокруг частиц упрочняющей фазы и упаковываются в матрицу. Могут быть видны и полосы скольжения, но они менее "плоскостные" и равномернее распределены. С увеличением размера зерен "плоскостность" скольжения возрастает. Это явление (подробнее рассмотрено ниже) очень отчетливо проявляется при росте усталостной трещины. [c.341]

Плоскостной характер скольжения в суперсплавах, упрочняемых 9г -фазой, диктует им повышенную склонность к кристаллографическому росту трещины вдоль плоскостей скольжения, т.е. к проявлению "стадии I" усталостного растрескивания. Эта склонность - наивысшая при низких температурах, высоких скоростях деформации и низком. значении LK. Размер зоны пластической деформации впереди усталостной трещины увеличивается с ростом diK. Пока "пластическая зона" умещается в одном зерне, трещина может распространяться по одной из плоскостей скольжения этого зерна. Рост трещины сопровождается увеличением LK, и когда пластическая зона охватывает несколько зерен одновременно, взаимная аккомодация деформации между зернами приводит к некристаллографическому транскристаллитному растрескиванию в направлении, перпендикулярном оси приложенного напряжения, т.е. к "стадии П" усталостного растрескивания. В условиях малоцикловой усталости с ростом амплитуды напряжения наблюдали также, что увеличение йК влияет на переход усталостного разрушения от стадии I к стадии П. [c.362]

Как показали Саттон и Файнгольд [46], активные элементы, такие, как титан имеют тенденцию мигрировать к поверхности раздела сапфир — матрица и ухудшать поверхность волокна (вызывая снижение прочности). В связи с этим титан, который часто добавляется в суперсплавы для образования упрочняющей-у -фазы, является нежелательной добавкой в матрице, используемой для упрочнения сапфировыми волокнами. Очень прочные твердеющие сплавы также нежелательно использовать в качестве матриц из-за трудностей при изготовлении2,и особенно в связи с повышением вероятности механического повреждения волокон в процессе диффузионной сварки. Идеальная металлическая матрица для сапфировых (или иных керамических волокон) должна обладать хорошим сопротивлением окислению (или легко поддаваться покрытию), хорошо обрабатываться, быть химически совместимой с волокном, а также иметь достаточную прочность при повышенных температурах, чтобы обеспечивать заданную прочность композиции в поперечном направлении (возможно дополняемую [c.211]

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]

И в будущем большое внимание будет уделяться оптимизации системы покрытие/подложка с целью достижения максимального защитного эффекта при минимальном влиянии на механические свойства подложки. Это будет стимулировать применение в качестве подложки материалов новых классов, таких как упрочненные волокнами суперсплавы, сплавы, упрочненные дисперсными оксидами, и т.д., что, в свою очередь, потребует, чтобы взаимодействие подложки с покрытием не влияло на стабильность упрочняющих фаз. И, наконец, такое же, если не большее, внимание должно уделяться проблеме испытания всех вновь разработанных покрытий. Особенно это относится к случаю относительно хрупких покрытий, таких как ТЗБП, когда термомеханические циклические испытания, применяемые для оценки циклической стойкости покрытий, должны быть как можно более близкими к реальности и, в то же время не быть чересчур жесткими, что может свести на нет все возможные преимуш ества таких испытаний. Как всегда, окончательное заключение о пригодности той или иной системы покрытия будет получено лишь после натурных испытаний в реальных условиях эксплуатации двигателя в рабочем режиме. [c.121]

Свойства упрочняемых з -фазой суперсплавов, таких как Rene 95, весьма чувствительны к скорости охлаждения после растворяющего отжига. Скорость охлаждения определяется закалочной средой и толщиной поперечного сечения материала. В работе [28] показано, что скорость охлаждения оказывает значительное влияние на размер г -выделений и характеристики разрушения при растяжении и ползучести при термообработке дисков из Rene 95 по трем режимам [c.245]

Не следует ожидать значительных достижений в разработке суперсплавов для дисков турбин. С тех пор, как в шестидесятых годах были разработаны порошковые суперсплавы (модификации IN-100 и Кепё 95) не появилось никаких новых высокопрочных дисковых сплавов. Исключительно высокая прочность этих сплавов на растяжение придает им желательную максимально высокую малоцикловую усталостную прочность, но достигается это ценой повышения скорости роста трещин при высокоцикловом нагружении. Большие усилия были приложены для сведения к минимуму размеров внутренних дефектов в этих сплавах и для разработки сверхчувствительных неразрушающих методов контроля и оборудования для обнаружения небольших дефектов и трещин в объеме и на поверхности дисков в критически напряженных областях. Вероятность создания еще более прочных сплавов для турбинных дисков мала, так как весь прошлый опыт указывает на более высокую чувствительность к дефектам более прочных сплавов по сравнению со сплавами, используемыми в настоящее время. Привлекает внимание, однако, возможность изготовления более прочных и плотных дисков из сплавов с Э"-матрицей типа NijAl, упрочняемых выделениями частиц второй фазы. [c.332]

Нембах и Найте [34] произвели углубленнный пересмотр экспериментальных доказательств, опирающихся на зависимость прочности суперсплавов от несоответствия кристали-ческих решеток. Они пришли к выводу об отсутствии убедительного экспериментального доказательства влияния размерного несоответствия на сопротивление пластическому течению у недостаренных сплавов, упрочняемых выделениями у -фазы. Нашли также [34], что размерное несоответствие кристаллических решеток в некоторых промышленных сплавах не дает существенного вклада в уровень прочности. [c.104]

В табл. 3.3 приведены различные модели высокотемпературного упрочнения, которые, по-видимому, могут быть непосредственно отнесены к суперсплавам с аустенитной структурой. Для твердых растворов критическими параметрами являются содержание растворенного элемента и различия в упругих модулях и атомных радиусах растворенного элемента и матрицы. Выделение при старении когерентных частиц с упорядоченной решеткой дает мощный прирост прочности аустенитной матрице на железной и никелевой основе. Однако для сплавов на основе кобальта реализовать такой механизм упрочнения не удается. К числу характеристических параметров преципитата следует отнести объемную долю, радиус и энергию антифазных границ. В некоторых случаях важное место отводят и размерному несоответствию решетки фазы решетке матрицы, особенно когда оно достигает или превышает 1 %. Этот параметр контролирует прочность сплавов IN-718 и IN-9Q1, упрочняемых вследствие размерного несоответствия решеток матрицы и фазы (NijNb). Отмечено [48], что применительно к невысоким температурам, когда [c.121]

Примером промышленного деформируемого Fe-Ni суперсплава с 2,1 % Ti и 0,3 % А1, упрочняемого выделениями у -фазы, является сплав А-286. В этом сплаве зг -фаза, Ni3(Ti, А1) метастабильна, если подвергнуть сплав воздействию температур выше 649 °С, упрочняюш ие кубические выделения у -фазы будут превраш аться в разупрочняюш ие пластинчатые выделения т -фазы с гексагойальной решеткой. Поэтому для сплава А-286 649 °С - это верхний температурный предел его использования. [c.144]

Упрочняемые старением сплавы, содержащие одновременно значительные количества Ni и Fe, составляют самостоятелы1ый класс суперсплавов. Их используют для изготовления множества деталей газотурбинных двигателей и паровых турбин рабочих лопаток, дисков, валов, кожухов, деталей крепежа в некоторых автомобильных двигателях применяют клапаны, изготовленные из суперсплавов этого класса. В данной главе мы рассмотрим природу суперсплавов на железоникелевой основе, их состав (химический и фазовый) и структуру, проследим, в какой связи с этими особенностями находятся разнообразные свойства. Объектом нашего внимания являются железоникелевые суперсплавы, обладающие аустенитной г-матрицей со структурой г.ц.к., которая упрочнена выделениями упорядоченной интерметаллической фазы или карбидными. Для суперсплавов данного класса характерно содержание 25—60 % Ni и 15—60 % Fe. Основное место в данной главе мы уделим железоникелевым суперсплавам, которые упрочняются старением, и лишь вкратце коснемся тех сплавов этого класса, для которых применяют главным образом твердорастворное деформационное и/или карбидное упрочнение. Некоторые сведения, касающиеся сплавов этого вида, опубликованы в обзорах [1, 2]. [c.210]

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]

Рис.6.2. Микрсх труктура сплава 901 псх ле термической обработки по следующему режиму закалка в воду (после 2-ч выдержки при 1100 °С) + старение при 775 2 ч с охлаждением на воздухе + старение при 730 °С, 24 ч с охлаждением на воздухе. Это один из типичных суперсплавов иа железоникелевой основе, упрочняемых выделениями "У -фазы а — световая микрофотография,

I.e. не подвержены растрескиванию в результате старения, свойственному большинству суперсплавов. Это объясняли вялостью реакции старения по у"-фазе, позволяющей снять остаточные сварочные напряжения в период отжига-старения до того, как образуются и вырастут выделения у"-фазы. Вялость реакции старения в этом сплаве связана скорее с особенностями когерентных искажений, нежели с какими-либо врожденными характеристиками у"-фазы. Такое предположение, по-видимому, справедливо, поскольку сплав In oloy 903, упрочняемый выделениями у -фазы, проявляет примерно такую же свариваемость, как сплав 718, и тоже характеризуется высокими когерентными искажениями. [c.226]

В, качестве характерного гфедставителя суперсплавов (прототипа) используем Udimet 700. Сплав тщательно исследовали [1, 2] и нашли, что во многих отношениях его поведение в условиях усталости характерно для никелевых суперсплавов, упрочняемых выделениями -фазы. Реакция сплава Udimet 700 при температурах от 21 до 927 °С представлена на рис. 10.2. При низких значениях Ае, материал в процессе циклического нагружения не упрочняется и не разупрочняет-ся. При Ае, > 10 сплав поначалу упрочняется (но не при высоких температурах, где он непрерывно разупрочняется, начиная с первого цикла). Это упрочнение непродолжительно и переходит в непрерывное разупрочнение. Здесь опять-таки есть исключение - температура 427 °С, при которой этап упрочнения в 10 раз продолжительнее, чем при более высоких или более низких температурах, а разрушение происходит раньше, чем наступает этап разупрочнения. [c.337]

Циклическое упрочнение с последуюидим циклическим разупрочнением, свойственное при некоторых условиях (см. рис. 10.1) суперсплавам, содержащим упрочняющую э -фазу, не является уникальным для систем с упорядоченными выделениями. Подтверждением этому служит (рис. 10.3) поведение монокристаллов сплава Си-2 % (ат.) Со [З], где выделения представляют собой практически чистый кобальт. Старение по режимам, дающим различный размер выделений, приводит к целому спектру возможных "поведений" сплава. Когда выделения мелки, циклическое упрочнение слабо отличается от такового у пересыщенного твердого раствора. Упрочнение с последующим разупрочнением приобретает законченный вид "на пике тapeния" в этом случае дислокации сначала нагромождаются перед частицами фазы, а затем перерезают их. При еще более крупных частицах становится возможным образование вокруг них дислокационных петель. Когда частицы достигают своего максимального размера, амплитуда напряжения сначала возрастает, а затем достигает характеристического и очень устойчивого уровня. Аналогичное влияние размера выделений зарегистрировано и у суперсплавов [4, 5]. [c.339]

Сплавам несколько недостаренным или на пике старения присуще очень грубое, неравномерное распределение плоскостного скольжения [8, 9]. По данным рис. 10.3 можно предположить (речь об этом еще пойдет ниже), что неравномерное распределение скольжения на пике старения суперсплавов с упрочняющей г -фазой чревато ранним зарождением трещин в полосах плоскостного скольжения. На пике старения максимальный сдвиг, измеренный в любой полосе скольжения, может быть в 3-5 раз больше, чем в недостаренном или перестаренном состоянии. Экстремальная картина с циклическим упрочнением и разупрочнением, которая возникает на пике старения (см. рис. 10.2), отражает нестабильность пластического течения. В этом состоянии частицы второй фазы очень прочны, но как только скольжение возникло в нескольких относительно податливых плоскостях, они разупрочняются катастрофически и обеспечивают сосредоточение последующей пластической деформации в этих немногих [c.341]

По данным рис. 10.5 можно сделать вывод, что выбор того или иного материала диктуется режимом, в котором будет работать данная деталь. В такой области применения, как сосуды высокого давления для высоких температур или камеры сгорания для газотурбинного двигателя, невозможно избежать порождаемых высокотемпературным нагревом значительных амплитуд неупругой деформации Де, . Это заставляет прибегать к таким материалам, как суперсплавы с твердорастворным упрочнением, которые обладают пониженной прочностью, но повышенным допуском по отношению к уровню Дс/ . При данном значении Дс/ усталостная долговечность сплавов типа Hasteloy X по крайней мере в 100 раз превышает таковую у любого из сплавов, упрочняемых у -фазой и представленных на рис. 10.5. Несмотря на это в программу разработки сплавов для любого применения входит повыше- [c.349]

Но еще большее повреждение для суперсплавов, упрочняемых Tf -фазой, вызывали испытания с задержкой во время сжатия, даже большее, чем с задержкой в обеих частях цикла, растягивающей и сжимающей [l, 38, 39]. Очень активное повреждение вызывали и те испытания, при которых скорость деформации была высокой на стадии растяжения и низкой на стадии сжатия. На конференции 1978 г., посвященной суперсплавам, упрочняемым у -фазой, был представлен ряд работ, посвященных этому предмету. Было отмечено, что самое активное повреждение вызывали усталостные испытания с задержками или с малой скоростью деформации на стадии сжатия (см. отчет AGARD- R-243, 1978). [c.356]

Испытания модели камеры сгорания в высокоэнтальпийном потоке воздуха с температурой 1700...2500 °С в течение 2490 с, при которых температура поверхности камеры достигала 1600 °С (что на -130 °С превышает обычную температуру для таких изделий из Ni-суперсплавов), не выявили каких-либо видимых изменений на горячей поверхности камеры. Исследования показали также, что необходимо обращать внимание не только на физико-химическое взаимодействие основ материалов матрицы и упрочняющего волокна, но и на взаимодействие материала матрицы с легирующими элементами (ЛЭ) и фазами в упрочняющем волокне. Так, было установлено, что в хромовой матрице наиболее высокопрочные (W-HfN)-вoлoкнa не имеют преимуществ перед менее прочными (W-Hf )-волокнами из-за активного взаимодействия HfN с Сг и образования нитридов хрома. [c.217]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...