|
|
|
Навигация
|
Главная » Мануалы группе относятся и сплавы с небольшим или вовсе отсутствующим упрочнением за счет старения. Типичными представителями таких сплавов являются Hasteloy X и N-155; их применяют главным образом для низконагруженных деталей приблизительно до 1093 °С, где наиболее важным критерием работоспособности является стойкость против окисления. 6.3. Фазовый состав, структура и фазовые соотношения 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. Аустенитная матрица Содержание Ni в матрице железоникелевых сплавов может быи. разным. Если никеля <35 % (по массе) матрицу относят к обедненной по Ni, если >40 % (по массе), - к обогащенной по Ni. Отношение содержаний Ni/Fe играет очень важную роль в установлении предельных характеристик сплава, поскольку влияет на его стоимость и рабочий интервал температур. Поскольку у большинства сплавов содержание углерода низко (<0,10 %), а ферритообразующих элементов (Сг, Мо) - велико, минимальное содержание Ni, необходимое для сохранения аустенитной матрицы, составляет ~25% (по массе). Введение Со или других аустенитообразователей может слегка понизить эту цифру. Матрица, обогащенная железом, не обладает той стабильностью, которая отличает матрицу, обогащенную никелем; нередко это ограничивает возможное содержание элементов, обеспечивающих упрочнение твердорастворное или старением. Рост соотношения содержаний Fe/Ni ухудшает сопротивление окислению и коррозии, но 214 приводит к снижению цены сплава и улучшению деформируемости. Элементы, вызывающие твердорастворное упрочнение 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. Замещая Fe в решетке железоникелевой у-матрицы, Мо расширяет, а Со - сжимает ее [5]. 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, Al 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. 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. Еще одна благоприятная роль Сг заключается в том, что он придает Fe-Ni сплавам повыщенную стойкость против окисления и коррозии, обеспечивая тем самым возможность использования сплавов в агрессивных средах при повыщенных 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. 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. Твердорастворное упрочнение может быть вызвано и теми элементами, которые вводят для упрочнения старением (Ti, Nb и Al), коль скоро они обладают хоть и малой, но конечной растворимостью в аустенитной матрице. Показано [v], сильное твердорастворное упрочнение, вызываемое элементами внедрения С, N, В; в дальнейшем влияние С и В мы рассмотрим подробнее. Элементы, вызывающие упрочнение старением 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 ). В сплавах, содержащих Ti и Al, выделения упорядоченной зг-фазы выступают как главный агент упрочнения старением. Сплавы этого класса - к ним относятся сплавы А-286 и 901 - существенно отличаются от никелевых суперсплавов более высоким соотношением содержаний Ti/Al. С увеличением этого соотношения возрастает параметр кристаллической решетки у'-фазы, подобно тому как увеличивается параметр решетки аустенита с увеличением соотношения Fe/Ni. Чтобы размерное несоответствие решеток у- и у'-фаз в железони-216 келевых сплавах было минимальным, необходимо сохранять высокое соотношение Ti/Al. Когда оно соответствует 2:1 (в атомных долях), выделения г.ц.к. у'-фазы становятся мета-стабильными и в процессе выдержки при повышенной температуре заменяются стабильными выделениями г.п. 7)-фазы (NijTi). Это превращение отрицательно сказывается на стабильности сплавов при повышенных температурах; подробнее эти эффекты будут рассмотрены ниже. Упорядоченная фаза у выделяется в тех железоникеле-вых 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 Al [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 Tf h находится в пределах от 2,5 до 4,0 [Ю]. В сплаве 706 согласно Раймонду [12] при содержании Al <0,2 % доминируют выделения зг -фазы. Если содержание А1 возрастает до 0,5%, преобладают выделения у'-фазы. Этот переход, связанный с увеличением содержания Al, 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 (Ni3Al) высока (~40%), тогда как растворимость А1 в у -фазе (Ni3Nb) достаточно мала (~ 1 %). Этим, следовательно, объясняется, почему малые количества Al в указанных сплавах столь сильно воздействуют на упрочняющие выделения [12]. 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) Al достаточно, чтобы стабилизировать фазы с решеткой г.ц.к. Фазе у посвящено множество исследований [9-11, 14]. Ее упорядоченная структура DO22 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. Элементы, вызывающие другие благоприятные явления 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 [l6], что В тормозит переход метастабильной у'-фазы в 7)-фазу, так как замедляет зарождение выделений по границам зерен. 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]. 6.4. Физическое металловедение Анализ физики металлургических процессов в сплавах на железной и железоникелевой основе, в том числе различных Имеется в виду бывший СССР. Прим. ред. изд-ва. 218 процессов обработки и явлений упрочнения [1,20], а также других процессов и явлений применительно к сплавам на никелевой основе [6, 16-20] привел к познанию связи свойств суперсплавов с их химическим составом и процессами обработки. Проблемы, которым посвящены эти и другие статьи, касающиеся сплавов на железоникелевой основе, рассмотрены в настоящем разделе. Основные упрочняющие фазы в сплавах на железоникелевой основе уже были нами рассмотрены. Мы обсудили также стабильные формы, которые принимают метастабильные фазы. Теперь мы обратимся к другим фазам, которые тоже занимают важное место в этих сплавах. Под влиянием факторов сжимаемости [21] в большинстве железоникелевых сплавов образуются,фазы с необычно коротким межатомным расстоянием. Примером служат такие т.п.у. фазы (типа AjB), как сг, ц, X или Лавеса [22, 23]. Сплавы Inconel 713 и 901 склонны к образованию фаз Лавеса и соответствующему ухудшению механических свойств. Фазы т.п.у. будут более подробно рассмотрены в последующих главах. Еще одним важным классом фаз, которые появляются в этих сплавах, являются карбиды. Во всех известных железоникелевых сплавах в процессе кристаллизации образуются идиоморфные или нерегулярные карбиды и/или карбонитриды типа МС. Они не претерпевают сильных изменений в процессе штамповки, термической обработки или длительной эксплуатации при служебных температурах (<815°С для сплавов этого типа). У сплавов, упрочняемых ниобием, преобладает карбид NbC, тогда как в сплавах, упрочняемых титаном,- карбид Tic. Карбидные выделения типа МС могут образовывать и другие элементы- Мо, V и Та. Некоторые карбиды могут присутствовать в виде грубых частиц неправильной формы (рис. 6.2, 6.3). В процессе горячего деформирования, термической обработки или эксплуатации железоникелевых сплавов карбиды типа МС могут выделяться и по границам зерен. Рис. 6.2,6 иллюстрирует глобулярные карбидные частицы этого типа, образовавшиеся при термической обработке    Рис.6.2. Микроструктура сплава 901 после термической обработки по следующему режиму: закалка в воду (после 2-ч выдержки при 1100 °С) + старение при 775 °С, 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, Х100; S - электронная микрофотография (реплика), Х24000; в - электронная микрофотография (экстракционная реплика), ХЗОООО сплава 901. Выделение таких частиц по границам зерен благоприятно сказывается на свойствах сплавов, способствуя повышению долговечности в условиях длительного разрушения и улучшая пластичность. Однако при обработке или эксплуатации сплавов следует избегать образования пленочных выделений типа МС, поскольку они способны вызвать охрупчивание [26]. Ряд суперсплавов на никелевой основе при затвердевании и/или термической обработке образует карбидные выделения типа MgC. Из железоникелевых сплавов лишь немногие содержат достаточно молибдена, чтобы эта фаза могла образоваться. Однако несколькими исследователями [24, 27] выделения М^С, образовавшиеся по реакции старения, были опре-220   го 4 делены на границах зерен в сплаве 718, содержащем 3% Мо. Достаточно важной карбидной фазой в железоникелевых сплавах являются и карбиды типа М^зС. Они образуются по границам зерен в процессе горячего деформирования, термической обработки или в экбплуатации. Режимы термической обработки выбирают таким образом, чтобы получить компактные выделения М23С5 (по преимуществу место М замещает Сг), а не пленочные, образование которых может произойти в эксплуатации. Было показано [28, 29], что у сплава А-286 повышение чувствительности к надрезу при замедленном разрушении было вызвано образованием мелких ячеистых выделений МгзС в результате обработки по неподходящему режиму. Механизмы упрочнения Механизмы упрочнения железоникелевых сплавов весьма сходны с таковыми для сплавов на никелевой основе (последние были подробно рассмотрены в предшествующих главах). Ниже мы приводим обзор механизмов упрочнения сплавов на железоникелевой основе с упором на те аспекты упрочнения, которые не характерны для сплавов на основе никеля. Ранее мы обсудили действие элементов, вызывающих твердорастворное упрочнение; теперь ограничимся рассмотрением их влияния на упрочнение старением. Старение по у'-фазе. Упорядоченная у'-фаза со структурой г.ц.к. (Llj) выделяется преимущественно в сплавах А-286 и 901. По аналогии со сплавами на никелевой основе можно связать прочность железоникелевых сплавов с несколькими (не обязательно аддитивными) эффектами. К их числу отнесем энергию антифазных границ и дефектов упаковки в у'-фазе, прочность, когерентные искажения и объемную долю Ofy) У'-фазы, размер частиц у'-фазы, различие модулей упругости между фазами у и у'. Поговорим немного об этих эффектах. Для железоникелевых сплавов типа А-286 было показано, что при постоянном значении Wfj, прочность возрастает с ростом размера частиц у'-фазы, пока старение не достигнет своего пика. В таком режиме упрочнение контролируется перерезанием выделившихся частиц парными дислокациями, которые при этом приводят попеременно к созданию и аннигиляции антифазной границы в у'-фазе. Это можно видеть на  Рис.6.4. Расположение атомов в плоскости скольжения (111), свидетельствующее об упорядочении идоль главных направлений скольжения в решетках г.ц.к. У -фазы (в) и О.Ц.Т. у-фазы (5) [12]   Рис.б.5. Механизм деформации сплава Nimonic РЕ 16 (Fe - 43,5Ni - 1б,5Сг - 3,4Мо - l,2Ti - l.lAl - 0,0025В - 0,005С), закаленного в воде после часовой выдержки при 980 ОС, состаренного и продеформированного растяжением на 0,5-1,0% [4], Х600С0: а- после 455ч старения при 700 С, указателями А и В отмечены орова-новские дислокационные петли; б - после 200 ч старения при 750 оС на участке А дислокационная петля окружает две частицы рис. 6.4,0 по расположению атомов у'-фазы на плоскости скольжения; рисунок иллюстрирует влияние внутреннего упорядочения на расположение супердислокации. Супердислокация, состоящая из двух матричных дислокаций о/2<110>, должна восстанавливать порядок по всем трем направлениям <110> своего движения [12]. Рис. 6.5,а иллюстрирует перерезание частиц преципитата парными дислокациями при максимальном уровне прочности. Первая дислокационная пара выгибается заметно больше, чем вторая; образовалось некоторое количество дислокационных (оровановских) петель. За пиком старения рост частиц продолжается; это приводит к снижению прочности из-за того, что теперь дислокации обходят частицы, образуя вокруг них дислокационные петли (рис. 6.5,6). Показано, что наибольшую прочность железо-никелевых сплавов обычно достигают, когда размер частиц преципитата у'- фазы равен ~100-500 (0,01-0,05 мкм). Многие авторы указывают [4, 27, 30], что выделения у'-фазы когерентны матрице, но когерентные искажения малы и поэтому не являются главным источником прочности этого семейства сплавов. Большинство железоникелевых сплавов разработано эмпирическим путем с целью достичь максимальной стабильности в условиях ползучести, так что состояние, в котором размерное несоответствие у/у' и, следовательно, когерентные искажения минимальны, следует рассматривать как желательное (см. также гл. 3). Старение по -фазе. Упорядоченная -фаза со структурой о.ц.т. (DO22) выделяется преимущественно в железоникелевых сплавах, упрочняемых добавками Nb. Последний проявляет высокую растворимость в фазе КцА1 [12], поэтому для преимущественного образования -фазы содержание Al в сплаве должно быть небольшим. К числу промышленных сплавов, известных старением по -фазе, относятся сплавы 718 и 706. Их необычно высокую прочность м'ожно отнести на счет нескольких характеристик преципитата, являющегося предметом множества исследований [9, 11, 13, 31, 32]. Элементарная ячейка о.ц.т. структуры -фазы показана схематически на рис. 6.6,6. Сравнивая с элементарной ячейкой г.ц.к. структуры у'-фазы (рис. 6.6,с), можно сказать, что она напоминает последнюю, но несколько отличается последовательностью упорядочения, а ее параметр Cj примерно вдвое больше параметра Oq гДК. Рис. б.б. Элементарные ячейки, демонстрирующие упорядочение в упрочняющих частицах [12]: а - решетка о.ц.т. у -фазы (DOjj), одна элементарная ячейка; б - решетка г.ц.к. у'-фазы (LI2), две элементарные ячейки структуры у'-фазы. Согласно измерениям Вагнера и Холла [13], параметры о.ц.т. решетки в сплаве 718 составляют: С(, = 7,406 и flj, = 3,624. Контраст между последовательностями упорядочения в фазах у' и у можно ясно видеть на рис. 6.4, где сопоставлены картины расположения атомов по плоскости скольжения в решетках г.ц.к. и о.ц.т. В решетке о.ц.т. только в одном из трех направлений скольжения порядок восстановится в результате движения двух матричных дислокаций (а/2)<110> сквозь -фазу [12]. В остальных двух направлениях супердислокация должна состоять из четырех матричных дислокаций (а/2)<110>. Полагают, что некоторое ограничение числа -доступных направлений скольжения -г это один из факторов, ответственных за относительно высокий уровень прочности сплавов, упрочняемых выделениями у -фазы. Выделения -фазы в сплаве 718 имеют форму дисков, ориентационное соотношение которых с матрицей выглядит как (100) 1 {Ш}г, [ЮОЪ 1 <100>э'. Об этом сообщает ряд исследователей [9, 10]. После термической обработки по режиму, принятому в промышленности, диаметр дисков равен 600 А (0,06 мкм), а толщина 50-90 А (0,005-0,009 мкм). Многие исследователи сообщают [8,9,30,32], что выделения у -фазы интенсивно упрочняют сплав 718 за счет когерентных искажений на границе их раздела с у-матрицей; деформацию, как меру этих искажений, оценивают в 2,86% [8]. Когерентные искажения в этом сплаве могут быть ответственны и за быструю утрату стабильности при Т > 650 °С, поскольку являются движущей силой для огрубления выделившихся частиц. Стоит заметить, что сплав Inconel 718- один из немногих, химический состав которых рассчитан скорее на максимальную кратковременную прочность вплоть до 650 °С, нежели на выдающиеся характеристики длительной прочности при более высоких температурах. 8 Зак. 1091 225 Inconel 718- один из немногих суперсплавов, упрочняемых старением, которые проявляют хорошую свариваемость, т.е. не подвержены растрескиванию в результате старения, свойственному большинству суперсплавов. Это объясняли вялостью реакции старения по зг -фазе, позволяющей снять остаточные сварочные напряжения в период отжига-старения до того, как образуются и вырастут выделения зг -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 Incoloy 903, упрочняемый выделениями у'-фазы, проявляет примерно такую же свариваемость, как сплав 718, и тоже характеризуется высокими когерентными искажениями. Перестаривание. Многие сплавы на никелевой основе пере-стариваются посредством относительно простого механизма, контролирующего созревание частицы у'-фазы при температурно-временных параметрах, превышающих таковые для старения на максимум твердости. Процесс перестаривания железоникелевых сплавов несколько сложнее из-за метастабиль-ности богатой титаном у'-фазы и богатой ниобием у -фазы. Продолжительные выдержки при соответствующих температурах способны привести к превращению у'-фазы в т^-фазу в сплавах А-286 и 901 и у -фазы в б-фазу - в сплаве 718. Обычно этим превращениям сопутствует утрата необходимых свойств. Подрастание частиц у'- и у -фаз может оказаться промежуточной стадией в этих превращениях, особенно при невысоких температурах. 7)-Ф аза. Суперсплавы на железоникелевой основе склонны к образованию 7)-фазы с г.п. структурой. Мы рассмотрим две моды такого образования: 1) в процессе ковки и/или термической обработки и 2) в процессе продолжительной эксплуатации. Фаза т} может образоваться в форме: 1) внутризеренных пластинок путем у' -* т) превращения, порождая иногда видманштедтову структуру, и 2) в форме ячеистых зернограничных выделений. Обе формы этих выделений иллюстрированы на рис. 6.7. Ковка и термическая обработка по режимам, предусматривающим образование небольших количеств 7)-фазы- полезный способ практического управления микроструктурой. Многие годы ковку сплава А-286 заканчивали вблизи температуры 226  Рис.б.7. Ячеистые и пластинчатые выделения 7)-фазы (Ni3Ti) в экспериментальных сплавах на железоникелевой основе, подвергнутых гомогенизации при 1150 ОС й старению (фотографии приведены с согласия F.B.Pickermg, British Steel Corporation), X75O: a - ячеистые выделения в сплаве Fe - 25Ni - 15Cr - 2,5Ti - 3A1 после 10 ч старения при 700 С; б- преимущественно пластинчатые выделения в сплаве Fe - 25Ni - 15Cr - 3,STi - 2,68Co после 500 ч старения при 750 С сольвус 7)-фазы, а затем проводили термическую обработку несколько ниже этой температуры (2-ч выдержка при 900 °С с последующей закалкой в масло и старением при 720 °С). Это позволяло получить более мелкую микроструктуру и лучшее соотношение кратковременных механических свойств (при растяжении) с длительной пластичностью, нежели в случае обработки при более высоких температурах (т.е. при полном отсутствии 7)-фазы). Измельчение зерна указанным способом может привести к некоторому снижению долговечности в условиях ползучести (в табл. 6.1 приведены соответствующие характерные данные). Фаза т\ после такой обработки присутствует в виде тонких внутризеренных пластинок, равномерно распределенных вблизи границ зерен; ориентационное соотношение пластинок с матрицей определено как {0001}7} I {111}у; <1210>7} II <110> [34]. Ячеистые выделения 7}-фазы образуются в сплаве А-286 (см. рис. 6.7,о) в виде ламелей, чередующихся с ламелями Таблица 6.1. Влнннне термической обработки на свойства сплава А-286 [ЗЗ] Режим термической обработки Механические свойства (растяжение, 21 °С) Длительная прочность (650ОС, (У = 65X6,85 МПа) 6,85 МПа 6,85 МПа 5, % ф, Долговечность А В 156 160 24 25 46 46 85 64 10 15 15 20 Примечание. А: 980ос, 1 ч, закалка в масло + 720ос, 16 ч, охлаждение на воздухе. В: 900°с, 2 ч, закалка в масло + 720ос, 16 ч, охлаждение на воздухе. у-фазы по границам зерен, и не проявляют сколь-нибудь упорядоченного кристаллографического соотношения с матрицей зерна, в котором растет зона этих выделений [34, 35]. Вкладом в движушую силу формирования ячеистых выделений 7)-фазы может стать энергия упругих искажений, возникаюших при выделении у'-фазы. Явления такого рода наблюдали после продолжительной эксплуатации сплава в интервале температур 600-850 °С [27, 34]. Согласно некоторым наблюдениям [36], у ячеистых выделений т}-фазы в сплаве Fe-24Ni-21Cr-l,3Ti-0,3Si-0,004C направления плотной упаковки параллельны таковым в смежном зерне. Аналогичные наблюдения сделаны [34, 37] и на других железоникелевых сплавах. Увеличение расстояния между соседними ламелями 7)-фазы (огрубление ячеистой структуры), равно как и огрубление ячеистой структуры с выделениями у'-фазы, нередко приводит к сильному ухудшению механических свойств. Однако данные закономерности нельзя считать однозначно установленными; потерю пластичности нередко объясняют вредным влиянием ячеистых выделений 7)-фазы, тогда как согласно другим работам [28, 29], это может быть связано с сопровождающим этот процесс образованием ячеистых карбидных выделений MjC. С пластинчатой или видманштедтовой микроструктурой выделений 7)-фазы связывают потерю прочности [38] и, возможно, потерю пластичности. Такой вид выделений характерен для сплава А-286 при эксплуатации в интервале температур 800-860 °С или выше [34, 37, 39, 40]. Пластинчатая фаза 7) появляется в результате превращения у' - т), его можно 228 Предотвратить посредством термической обработки выше температуры сольвус (915 °С для сплава А-286) и эксплуатации сплава при температурах выше температуры у' - -7) превращения (800 °С для сплава А-286). Подлинная температура, при которой появляется 7)-фаза, в сильной степени зависит от содержания титана и химического состава основы. Рост содержания Ti и энергии горячего и/или холодного деформирования активизирует ее образование. Бор полезен как элемент, препятствующий образованию ячеистых выделений 7)-фазы, но, по-видимому, не влияет на образование ее видманштедтовых выделений. А1 помогает предотвратить выделение 7)-фазы в обеих формах; его влияние можно объяснить тем, что растворимость А1 в гесаго-нальной 7)-фазе очень мала или вообще отсутствует. Поэтому 7)-фаза может зарождаться и расти только в результате диффузии Al. Последний способен также уменьшить размерное несоответствие у/у' и, следовательно, движущую силу у' превращения. 5-Фаза. Железоникелевые сплавы, упрочняемые выделениями у -фазы со структурой о.ц.т., склонны к образованию 5-фазы (NijNb), которое очень напоминает образование 7)-фазы в сплавах, упрочняемых выделениями у'-фазы; имеются, правда, некоторые отличия, они будут отмечены. Фаза 5 - это термодинамически устойчивая форма метастабильной фазы у'. Формирование 5-фазы изучали многие авторы главным образом на сплаве 718. Здесь она образуется в интервале 650-980 °С и имеет пластинчатую форму. Плоскости плотной упаковки 5-фазы и у-матрицы стыкуются в соответствии со следующими соотношениями [41]: (010)51 I (111)у, [100]51 [llO]y. По границам зерен сплава 718 наблюдали и округлые выделения фазы (рис. 6.3); их кристаллографическая ориентировка по отношению к матрице была беспорядочной. Ниже 700 °С формирование 5-фазы идет крайне медленно, оно требует сотен и даже тысяч часов. Ее зарождение обычно наблюдают по границам зерен или карбидных частиц МС, обогащенных ниобием, рост фазы происходит за счет фазы у . Выше 700 °С происходит значительное ускорение формирования 5-фазы; вплоть до 885 °С оно сопровождается быстрым огрублением выделений у -фазы, а выше 885 °С наступает растворение последней. Быстрее всего 5-фаза формиру- ется при 840-950 °С, где за 24 ч она образует развитую видманштедтову структуру. В исследованиях, посвященных промышленным сплавам, упрочненным выделениями у' -фазы и подвергшимся длительной эксплуатации [42, 43], не сообщают о формировании ячеистых выделений 6-фазы. Однако его наблюдали на экспериментальном сплаве Fe-35Ni-15Cr-5Nb-0,08С после старения при 700 °С [44], а также экспериментальном сплаве Ре-15Сг- Ni-Nb после выдержек в интервале 650-750 °С, когда содержание Ni превышало 45 %, а Nb - 5% [32, 41]. Механизм формирования ячеистых выделений 6-фазы подобен механизму формирования ячеистых выделений 7)-фазы в железоникелевых сплавах, где упрочняющей является фаза у' [41]. Температуры 750 °С более благоприятны для образования межзерен-ных пластинчатых выделений б-фазы, нежели для ее ячеистых выделений. Та же закономерность установлена и для выделений 7)-фазы в сплавах, упрочняемых выделениями у'; там ячеистые выделения преобладают при более низких, а межзе-ренные - при более высоких температурах. Во всех случаях с образованием ячеистых выделений фазы 8 отсутствуют сведения, содержались ли в данных сплавах ингибиторы этого процесса - В или Al. Также во всех этих случаях обработку на твердый раствор проводили путем выдержки при 1150 °С с последующей закалкой. Такой режим существенно отличается от режима, который применяют для обработки промышленных сплавов (например, 1-ч выдержка при 955 °С с охлаждением на воздухе для сплава 718). Это различие, без сомнения, делает свой вклад в наблюдаемую аномалию. Кинетика выделения и морфология 6-фазы в сплаве 718 могут быть решительным образом изменены, если проводить ковку ниже ее температуры сольвус, 1000 °С. Если степень деформации при ковке достаточно велика, зарождение 6-фазы носит скорее равномерный внутризеренный, нежели преимущественно зернограничный характер. Распределение 6-фазы в этом случае может быть эффективно использовано для управления размером зерен и их измельчения, чтобы оптимизировать механические характеристики кратковременного растяжения и длительной пластичности [24]. При таком подходе удалось достичь чрезвычайно мелкого зерна (ASTM 10-13) и исключительно высокого сопротивления усталости [45]. Ис-230 следования, выполненные на сплаве 706, продемонстрировали, что улучшение механических свойств обеспечивают также те режимы ковки и термообработки, которые приводят к образованию глобулярных зернограничных выделений фазы бит) [46]. Полагают, что благоприятная роль глобулярных зернограничных выделений фаз б и/или т) в сплавах 718 и 706 есть совокупное следствие двух эффектов, обусловленных этими межзеренными частицами, - ограничения роста зерен и подавления дальнодействующего межзеренного проскальзывания. Образование больших количеств б-фазы в процессе длительной эксплуатации приведет к ухудшению свойств. По-видимому, это ухудшение объясняется сочетанием ухода Nb из матрицы и сопровождающим формирование б-фазы огрублением выделений фазы у'. Поскольку скорость превращения у' 5 интенсивно возрастает с температурой выше 650 °С, эксплуатации выше 650 °С следует избегать. Согласно ряду наблюдений [l], образованию б-фазы благоприятствует высокое содержание Si и Nb и низкое содержание Al. Не опубликованы какие-либо конкретные данные по поводу влияния на формирование 5-фазы в железоникелевых сплавах со стороны элементов, ответственных за твердорастворное упрочнение. Образование вторых фаз . Железоникелевые суперсплавы более склонны к формированию вторых фаз - G, б, р -а Лавеса, чем суперсплавы на никелевой основе. Обычно появление этих фаз приводит к охрупчи-ванию сплавов, ибо фазы хрупки по своей природе. Наиболее эффективным средством избежать их появления служит надлежащий выбор химического состава, режимов термической обработки и температур эксплуатации. Частицы этих фаз, выделившиеся в процессе затвердевания слитка, можно эффективно устранять в цикле гомогенизирующей термической обработки и применением контролируемой горячей обработки давлением. С ростом содержания Nb, Ti и Si увеличивается склонность к выделению фаз Лавеса; эту склонность в отношении фаз Лавеса, а также /i-фазы можно свести к минимуму повышением содержания В и Zr. Известно, что сложная Ni-Ti-Si фаза О способна понизить долговечность сплава А-286 в ус- ловиях ползучести, но не оказывает существенного вредного влияния на другие свойства [38]. С пластинками (Г-фазы обычно связывают хрупкое разрушение железоникелевых сплавов по поверхностям раздела пластинка - матрица. Избежать образования с-фазы можно, регулируя содержание Сг и Мо. Поскольку железоникелевые сплавы используют преимущественно ниже 760 °С, случаи образования упомянутых вторичных фаз в процессе эксплуатации редки. Невелика вероятность образования вредных фаз и благодаря сравнительно низкой степени легирования этой категории сплавов. Скорости выделения вторых фаз. При описании кинетики фазообразования в железоникелевых сплавах полезно обратиться к соответствующим С-образным диаграммам (в координатах температура - время до появления фазы). .Зависимос-ти, иллюстрируемые такими диаграммами, тщательно изучены в отношении сплава 718 и представлены на рис. 6.8. Правда, пользоваться ими следует с осторожностью, поскольку энергетическое состояние сплавов (характеризуемое такими параметрами, как размер зерен, степень остаточных искажений от ковочной деформации, температура гомогенизирующей термической обработки) может смещать кривые вправо или влево. Благодаря рис. 6.8 можно легко видеть температурно-временной характер образования фаз, рассмотренных ранее в данной главе. Обратите внимание, что принятый в промыш-  0.5 1,0 50 100 f, V Рис.б.8. С-образнаа диаграмма старения сплава Inconel 718, демонстрирующая кинетику образованна фаз МС, М^С, Лавеса, 5 и у [11, 24, 49, 50]: 1 - фазы Лавеса; 2 - фирма Elselstein ; 3 - BOESCH of Canada ; 4 - KEISER & Brown ; S - COSAR & PINEAU ленности режим термической обработки сплава 718 (l-часовая выдержка при 950 °С с последующим охлаждением на воздухе) чреват образованием некоторого количества зернограничных выделений 5-фазы, показанных на рис. 6.3. Можно видеть также, что длительной гомогенизирующей термической обработки следует избегать, чтобы не допустить образования фаз Лавеса. Согласно рис. 6.3, для появления выделений у' -фазы требуется короткое, но вполне реальное время - около 10 мин. Именно эта вялость реакции упрочнения старением ответственна за превосходные характеристики свариваемости сплава 718 и за отсутствие у него склонности к растрескиванию в результате деформационного старения. У сплавов, упрочняемых выделениями у'-фазы, скорость старения настолько велика, что подчас фазовыделение не удается предотвратить даже путем закалки в воду от температуры гомогенизации. 6.5. Влияние процессов обработки на свойства и микроструктуру Большинство железоникелевых суперсплавов можно производить и использовать и в литом, и в деформируемом состоянии. Когда сплав предназначен для использования в деформируемом состоянии, производят большие слитки, которые затем проковывают, катают или экструдируют на конечный размер и подвергают термической обработке до получения требуемых свойств. Изделия, используемые в литом состоянии, поступают в эксплуатацию непосредственно после литья, гомогенизации или какой-либо иной улучшающей термической обработки. В гл. 14 подробно рассмотрены особенности литейного производства суперсплавов, поэтому в данном разделе мы коснемся производства железоникелевых сплавов преимущественно в деформируемом состоянии. Основные производственные процессы Плавку железоникелевых сплавов обычно осуществляют ваку-умно-индукционнь№1 способом, позволяющим сократить до минимума содержание N и О в расплаве и реакцию этих элементов с наиболее химически активными металлическими добав- 1 ... 8 9 10 11 12 13 14 ... 19 |
 |
 |