|
|
|
Навигация
|
Главная » Мануалы ками -. Al, Ti и Cr. Вакуумно-индукционный процесс служит эффективным средством для удаления из расплава кислорода и металлических оксидов посредством реакции с углеродом до образования СО, которая затем выводится через систему вакуумирования. Этот процесс - важная ступень в производстве высококачественных отливок, предназначенных для последующих обработок. Больщинство слитков железоникелевых сплавов, предназначенных для использования в деформированном состоянии, подвергают вакуумному электродуговому переплаву (ВДП) с расходуемым электродом или электрощлаковому переплаву (ЭШП); это позволяет повысить однородность и улучшить структуру слитка. В настоящее время слитки железоникелевых сплавов после процесса ВДП имеют диаметр от 305 до 711 мм и массу до 6804 кг. Процесс ЭШП в последние годы становится более популярным, поскольку дает улучшенную поверхность слитка при большем полезном выходе и обладает преимуществом шлакового рафинирования, т.е. вывода в шлак таких вредных примесей, как сера, нитриды и оксиды [47, 48]. Главный недостаток процесса ЭШП заключается в его способности выводить в шлак химически активные легирующие элементы, особенно Ti, и это требует тщательного управления химическим составом шлака. В операции по черновой осадке слитка железоникелевых суперсплавов часто включают гомогенизирующую термическую обработку, чтобы растворить нежелательные фазы вроде Лавеса и G и снизить локальные перепады по химическому составу, особенно по содержанию Ti и Nb. Температуру гомогенизации и горячей обработки давлением от сплава к сплаву изменяют, однако обычно температура в печи 1100-1200 °С. Детальный анализ процессов плавки никелевых и железоникелевых суперсплавов представлен в гл.14. Управление структурой и свойствами Чтобы поковки из железоникелевых сплавов получить в их окончательном виде, необходимо манипулировать формой, структурой и свойствами изделия. В целом процесс ковки суперсплавов подробно рассмотрен в гл. 16. В данном разделе мы расскажем о некоторых металлургических аспектах управления микроструктурой и свойствами железоникелевых 234 сплавов при горячей обработке давлением и термической обработке. Наиболее мощное из имеющихся у металлурга средств управления свойствами суперсплавов - это управление размером зерен в процессе ковки и термической обработки. Путем рационального выбора параметров обработки можно добиться формирования мелкозернистой структуры; это обеспечивает максимально высокие механические свойства (при кратковременном растяжении) и сопротивление усталости. Правда, этого выигрыша достигают ценою некоторых потерь в характеристиках длительной прочности при повышенных температурах. Напротив, процессы в результате которых создается грубозернистая структура, дают максимально высокие характеристики длительной прочности за счет потерь в сопротивлении кратковременному растяжению и усталости. На соотношение между структурой и свойствами можно успешно влиять и с помощью ковки, и с помощью термической обработки. В части управления микроструктурой в процессе обработки железоникелевые сплавы значительно более удобный объект, чем суперсплавы на никелевой основе [20]. Это преимущество непосредственно связано с возможностью использовать для управления размером зерен выделение т\- или 6-фаз. Чтобы обеспечить рекристаллизацию в процессе ковки или термической обработки, его температура должна превышать температуры сольвус для фаз у' и у' (приведены в табл. 6.2 для некоторых промышленных сплавов). Если рекристаллизация возможна ниже температур сольвус фаз т) или 6, эти фазы станут эффективным средством для управления ростом зерна. Температуры сольвус т)- и 6-фаз для некоторых промышленных сплавов также приведены в табл. 6.2. Рис. 6.9 иллюстрирует разнообразие микроструктур, развившихся в сплаве 718 в процессе теплого деформирования и отжига по указанным режимам. Нагрев до температур ниже температуры сольвус у -фазы не вызывает изменений в размере зерен, границы зерен закреплены мелкими глобулярными выделениями 6-фазы, фоном служит матрица перестаренного сплава с выделениями у'-фазы (рис. 6.9, б). На рис. 6.9, в представлена двухфазная микроструктура, созданная в результате нагрева выше температуры сольвус у'-фазы, но ниже температуры сольвус фазы 6. Здесь рекристаллизация наступила из-за утраты у'-фазы, однако движение границ Таблица 6.2. Сведен ва о фвэах, воэволяюшнх управлять микроструктурой в некоторых тнпнчных железоникелевых суперсплавах [20] Сплав Фаза Температура сольвус (предел устойчивости), ос А-286 7}(№зТ1) 5(;№зКЬ) у или у T?(Ni3Ti) и/или 5(№зКЬ) 7?(Ni3Ti) 855 915 915 995 885 955 940 995 рекристаллизованных зерен тормозится совокупностью глобулярных и пластинчатых выделений 5-фазы, образовавшихся в процессе гомогенизации при 955 °С. Нагрев до 1040 °С (рис. 6.9, г), т.е. выше температуры сольвус фазы 5, позволяет зернам расти, поскольку сдерживающего влияния 5-фазы больше нет. Опубликовано описание метода [45], позволяющего использовать концепцию управления размером зерен для формирования чрезвычайно мелкозернистых микроструктур (ASTM 10 или мельче) в сплавах 901 и 718. Последовательность операций обработки сплавов в рамках этого метода, названная МИНИЗЕРНО (MINIGRAIN), включает ковку ниже температур сольвус фаз т) или 5 при высокой степени ковочной деформации, чтобы обеспечить равномерное распределение мелкодисперсных частиц этих фаз. В этой публикации представлено и влияние изменений в размере зерен (от ASTM 2 до ASTM 12) на свойства материала при кратковременном растяжении, ползучести и усталости. Данные табл. 6.3 свидетельствуют, что под влиянием измельчения зерна от ASTM 2 до ASTM 12 сопротивление многоцикловой усталости у сплавов 901 и 718 [45] удваивается. Значительно возрастает и отношение предела прочности при кратковременном растяжении к усталостной прочности. Недавно в технологический процесс обработки сплавов 901 и 718 введены изменения. Они заключаются в том, что процесс ковки контролируют для осуществления горячей деформации при или ниже температуры сольвус фазы т) или 5 и 236  5,1 5,2 5.3 $Л 5.5 5.6 нь,%(по массе) Рис 6 9 Фазовые комбинации и влияние гомогенизирующей термической обработки на микроструктуру сплава 718, подвергнутого теплому деформированию (по данным D.R.Muzyka [20]), XIOOO Таблица 6.3. Влнянне размера зерен на характерястнкн многоцнкловой усталости сплавов Incoloy 901 н Inconel 718 прн 435 ос
заканчивают закалкой непосредственно под ковочной нагрузкой. Вслед за этим материал немедленно подвергают старению, минуя операцию гомогенизирующей термической обработки, выполняемую по общепринятой технологии. Сохранение остаточной ковочной деформации дает исключительно высокий уровень прочности. При таком способе обработки, получив-щем название ковка-закалка-старение (direct-age processingY, прочность железоникелевых сплавов поднимается почти до уровня прочности сплавов на никелевой основе с высокой объемной долей у'-фазы, получаемых методами порошковой металлургии. В табл. 6.4 приведены механические свойства при кратковременном растяжении и характеристики длительной прочности сплава 718, полученные посредством термической обработки по различным режимам, включая и режим ковка-закалка-старение. Сопоставив данные табл. 6.4 и рис. 6.9, можно проследить за соотношением между режимом термической обработки, свойствами и микроструктурой. 6.6. Недавние и будущие разработки вряд ли новые усилия по разработке железоникелевых сплавов приведут к успеху в достижении рабочих температур, которые существенно повысили бы рабочие температуры современных материалов, выпускаемых промышленностью. Обеспечение рабочих температур, превышающих 650 оС, вероятнее всего, произойдет за счет суперсплавов на никелевой основе. Ниже 650 оС можно в полной мере опираться на железоникелевые сплавы; видимо, новые усилия по разработке новых сплавов и процессов их производства позволят продолжить улучшение прочност- 1 Разновидность режима ВТМО. Общепринятого термина для данного процесса в отечественной практике пока нет. Прим. перее. 238 Таблица 6.4. Влнянне термической обработки на свойства сплава 718 Т, ос, термической Механические свойства обработки на твер- (растяжение, 21 ос) Длительная прочность (650 ос, (Г=100Х6,85 МПа)
Чувствительность к надрезу при Л:=3,8 (в условиях растяжения). Старение всех сплавов проведено по режиму: 720 ос 8 ч, охлаждение до 620 ос со скоростью 55 ос/ч, выдержка при 650 С 8 ч, охлаждение на воздухе. ных характеристик и использовать новые сплавы в более тяжело нагруженных конструкциях перспективных газотурбинных двигателей. В этом деле несомненно сыграет свою роль обработка по режиму ковка-закалка-старение. Все большее значение будет приобретать повышение прочностных характеристик и надежности сплавов путем обнаружения и устранения дефектов. Для этой цели потребуется применение усовершенствованных процессов выплавки, вроде электроннолучевого переплава на поду, который, это было недавно показано [48], весьма эффективен как метод устранения оксидных и нитридиых включений. Резюмируя, отметим, что будущее железоникелевых суперсплавов представляется светлым; оии обеспечат высокие механические свойства вплоть до 650 оС в сочетании с хорошей обрабатываемостью и ценой более низкой, чем у суперсплавов иа никелевой основе. Глава 7. СУПЕРСПЛАВЫ НАПРАВЛЕННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ Д.Н.Даль (David N. Duhl, Pratt & Whitney, East Hartford, Connecticut) Наивысшей жаропрочностью обладают те изделия из суперсплавов, которые получены направленной кристаллизацией, - со столбчатым зерном или в виде монокристаллов. Поэтому направленная кристаллизация суперсплавов находит широкое применение при изготовлении турбинных лопаток - изделий, которые требуют от суперсплавов наилучших высокотемпературных свойств. Есть два главных обстоятельства, которые обусловливают превосходство суперсплавов в изделиях, полученных направленной кристаллизацией, над суперсплавами в изделиях, полученных обычным литьем. Первое обстоятельство заключается в том, что выстраивание границ зерен вдоль оси действующего напряжения и устранение границ зерен, перпендикулярных этой оси (в случае монокристаллических изделий - полное устранение границ зерен), приводит к увеличению пластичности при повышенных температурах, поскольку подавляет роль границ зерен как места преимущественного зарождения разрушения. Это позволяет измельчить частицы у -фазы и улучшить их распределение посредством гомогенизирующей термической обработки, что приводит к повышению прочности сплавов. Второе обстоятельство - это создание низкомодульной текстуры <001>, параллельной направлению кристаллизации. Результатом является значительный рост сопротивления термической усталости, имеющего принципиальное значение для деталей, предназначенных для работы при повышенных температурах. В 1960-х и 70-х гг. появились первые работы [1, 2], показавшие, что можно свести к минимуму напряжения, действующие на слабые границы зерен при повышенных температурах, если выстроить эти границы параллельно оси главного действующего напряжения; тем самым можно затормозить зарождение разрушения и увеличить долговечность сплавов в условиях ползучести. Обычно процесс направленной кристаллизации используют для того, чтобы сориентировать границы зерен параллельно направлению кристаллизации. В результате формируется микроструктура, состоящая из столбчатых зерен, и все они параллельны направлению кристаллизации (как в стойке для тростей). У каждого из этих зерен низкомодульное направление <001> ориентировано параллельно оси зерна, но в пределах зоны <001> кристаллографические направления могут меняться как угодно. Путем небольшого изменения процесс направленной кристаллизации приспособлен для получения монокристаллических изделий, вообще не содержащих границы зерен [3-5]. При таком состоянии суперсплавов их низкомодульная кристаллографическая ориентировка <001> также параллельна направлению кристаллизации, а вторичная ориентация в плоскости, перпендикулярной направлению кристаллизации, носит случайный характер. Если пользоваться затравками, возможны другие главные и вторичные ориентировки. Три вида кристаллизации - при обычном литье, при получении структуры столбчатых зерен и выращивании монокристалла - представлены иа рис. 7.1 тремя турбинными лопатками, которые были подвергнуты макротравлению. Изделия, полученные методом направленной кристаллизации со столбчатой структурой, или монокристаллические, обладают превосходным сопротивлением ползучести (из-за выстраивания межзеренных границ вдоль оси главного напряжения илн устранения межзеренных границ, перпендикулярных ей) и повышенным сопротивлением термической усталости (из-за формирования низкомодульной текстуры <001>). Преимущество направленно закристаллизованного материала перед обычным литьем обусловлено этими двумя особенностями структуры, возникающими именно благодаря процессу направленной кристаллизации. Получить из суперсплавов изделие со структурой в виде столбчатых зерен, выстроенных в заданном направлении, или со структурой монокристалла можно и с помощью твердофазного процесса [6]. Нашли, однако, что жидко-твердым процессом фазового превращения, характеризуемым более высокой энергией, управлять легче, чем процессом твердофазным. К тому же, при твердофазном процессе образующаяся текстура зависит от химического состава, тогда как при направленной кристаллизации желаемую ниэкомодульную текстуру, повышающую сопротивление термической усталости, можно получить вне зависимости от химического состава сплава. Поэтому промышленное применение получил только процесс направленной кристаллизации, н на нем будет сосредоточено все внимание в последующих разделах данной главы. Главные механизмы упрочнения, действие которых зависит от реакции дислокаций с упрочняющей у'-фазой и у-матрицей, примерно одинаковы у всех суперсплавов, независимо от вида кристаллизации; они были рассмотрены в гл.3. Настоящую главу мы посвятим тем характеристикам изделий из супер-сплавов направленной кристаллизации, которые отличают их от изделий, полученных обычным литьем.  Рис.7.1. Вид лопасти у литых турбинных лопаток, изготовленных по обычной технологии и методом направленной кристаллизации, с указанием результирующей микроструктуры: а - обычное литье; б - направленная кристаллизация; / - равноосные зерна; - столбчатые зерна; / - монокристалл 7.1. Процесс направленной кристаллизации Изделия со столбчатой направленной структурой и монокристаллические изделия получают, в сущности, с помощью одного и того же процесса [7]. Устранение границ зерен или выстраивание их в направлении, параллельном оси отливки или лопасти лопатки, может быть лучще всего выполнено, если воспользоваться высокоэнергетическим процессом жидко-твердого перехода суперсплавов, т.е. кристаллизацией. Обеспечив затвердевание суперсплава при управляемом перепаде температур, получают удлиненные зерна и, следовательно, межзеренные границы, вытянутые в направлении этого перепада. Направленную кристаллизацию суперсплава осуществляют в вакууме (рис. 7.2), наливая жидкий сплав в оболочковую керамическую изложницу, предварительно подогретую до температуры выше температуры ликвидус (см. также обсуждение методов литья по выплавляемым моделям в гл.15). Со стороны дна изложница открыта и посажена на медную плиту-холодильник. Жидкий суперсплав затвердевает после контакта с медным холодильником и образует тонкий слой равноосных зерен. Последующий рост зерен стимулируется в направлении температурного перепада, практически параллельном кристаллографическому направлению <001>; в результате образуется ряд столбчатых зерен с общим вертикальным направлением <001>. Происходит направленная кристаллизация, вызванная температурным перепадом между верхней частью керамической изложницы, расположенной в нагретой печи (она поддерживает сплав в верхней части изложницы в расплавленном состоянии), и медной холодильной плитой, которая отбирает тепло от нижней части изложницы. Отвод тепла за счет теплопроводности закристаллизовавшегося суперсплава затруднителен. Поэтому после того, как затвердевание началось, водоохлаждаемая холодильная плита постепенно опускается, выводя керамическую оболочковую изложницу с жидким суперсплавом из нагретой печи. Теперь теплопотери регулируются излучением тепла от оболочковой изложницы к холодным стенкам вакуумной камеры. В нижней части печи может быть расположен тепловой экран (см. рис. 7.2), чтобы увеличить тепловой градиент. Исходная структура в виде столбчатых зерен, которые начинали расти в блоке зарождения поверх плиты-холодильника, постепенно заполняет всю полость изложницы и в конце концов формируется отливка лопатки, образец которой показан в середине рис. 7.1. Монокристаллическую отливку получают, вставив поверх блока . зарождения зерен дополнительную геликоидную конструкцию; она служит в качестве фильтра, который пропускает сквозь себя лишь одно растущее зерно. Это происходит потому, что суперсплавы затвердевают посредством роста дендритов. Каждый дендрит имеет возможность расти только в трех взаимно перпендикулярных направлениях <001>. Меняющееся непрерывно направление геликоида в сочетании с ортогональной природой дендритного роста мало-помалу пресекает рост всех, кроме одного наиболее удачно ориентированного и расположенного зерна; в результате из вершины геликоида исходит монокристалл (рис. 7.3). Это избранное зерно и заполняет в дальнейщем полость оболочки таким же образом, как при отливке на структуру столбчатых зерен. Получается монокристаллическая отливка лопатки с ориентировкой монокристалла <001> (см. правую лопатку на рис. 7.1). В настоящее время вышеописанный процесс направленной кристаллизации используют для производства в промышленных количествах отливок полых турбинных лопаток со столбчатой структурой и монокристаллических.  Рис.7.2. Схема установки и процесса направленной кристаллизации [3]: 1- приемник; 2- радиационный нагрев; 3- индукционная катушка; 4- расплавленный металл; 5 - радиационное охлаждение; 6 - тепловой экран; 7 - керамическая изложница; S- устройст- во для отбора (селектор) монокристаллов; 9 - водяной холодильник; 10 - блок зарождения столбчатых зерен Рис.7.3. Спиральный канал в изложнице для монокристаллов действует как фильтр для спла- вов, кристаллизующихся по ден- дритному типу [3]: 1 - спиральный канал ( гели- коид ); 2 - зона затравки Рост кристаллов ат затравок Процесс направленной кристаллизации позволяет выращивать монокристаллические отливки любой ориентировки. Как правило, монокристаллические лопатки отливают с ориентировкой <001> вдоль оси лопасти, выше эта операция уже описана. Однако, если воспользоваться кристаллами-затравками, можно с помощью процесса, иллюстрированного на рис. 7.2, получить любую ориентировку. Кристалл-затравка должен быть изготовлен из сплава, который выбран для выращивания отливки, или из сплава с той же или более высокой температурой плавления. Кристалл располагают таким образом, чтобы его кристаллографическая ориентировка повторилась в изделии, которое заполнит пространство изложницы. Местом установки затравки служит холодильник, а температуру вершины затравки регулируют таким образом, чтобы затравка не расплавлялась полностью. Тем самым расплаву в изложнице обеспечена возможность затвердевать в кристаллографической ориентировке, которой обладает сристалл-затравка. Какой бы ни был избран способ, кристалла-затравки или геликоидной дискриминации, затвердевание осуществляется путем роста дендритов по трем ортогональным направлениям <001>; ориентировка <001> ближе всего к главному направлению роста, то есть к направлению температурного градиента. На рис. 7.4 представлены три кристалла, выращенные по трем главным кристаллографическим направлениям и протравленные, чтобы продемонстрировать их дендритную субструктуру. У кристалла с ориентировкой <001> дендритные оси <001> параллельны оси роста на обеих гранях {001}. У кристалла с ориентировкой <011> и гранями {011} и {001} дендритные оси <001> параллельны оси кристалла на грани {011} и наклонены к оси кристалла под углом 45° на грани {OOl}. У кристалла с ориентировкой <111> можно видеть ориентировку дендритных осей <001> на гранях {112} и {011}.
Рис.7.4. Монокристаллы суперсплавов, выращенные в любом из направлений, кристаллизуются путем дендритного роста в направлении <001> [5] Дефекты в отливках Зернограничные трещины в отливках со столбчатой структурой. Если требуется изготовить отливку для полой воздухоохлаждаемой турбинной лопатки, применяют керамический литейный стержень, который впоследствии выщелачивают; с помощью этого стержня придают полости требуемые размеры. Коэффициент термического расширения стержня 244 меньше, чем у суперсплава, поэтому в последнем, по мере того как он претерпевает усадку вокруг керамического стержня, возникают растягивающие напряжения. В тех случаях, когда изготавливают отливки со столбчатой структурой, указанные напряжения могут вызвать растрескивание по границам зерен. Чтобы этого избежать, в суперсплавы, предназначенные для изготовления изделий с подобной структурой, вводят 0,75-2,0% Hf [8]. Равноосные зерна и полосчатость. Чтобы направленно-закристаллизованные отливки были свободны от дефектов, параметры процесса направленной кристаллизации необходимо регулировать. Надо, например, предотвратить формирование равноосных зерен; для этого от поверхности солидус в закристаллизованный металл посредством теплопроводности следует отводить достаточное количество тепла, чтобы теплота кристаллизации АЯ не накапливалась и не изменяла знака или направления температурного градиента в двухфазной грибообразной зоне над поверхностью солидус [9]. Это условие можно выразить через скорость кристаллизации R и теплопроводность Kj как R=KtGJLH. (7.1) Если скорость кристаллизации превышает уровень, обусловленный уравнением (7.1), будут образовываться равноосные зерна. Это условие ограничивает ту область на диаграмме взаимозависимости скорости кристаллизации и температурного градиента (рис. 7.5), где процесс направленной кристаллизации может успешно развиваться. Другим объектом Рис.7.5. Чтобы избежать дефектов при осуществлении процесса на-Лравленной кристаллизации, необходимо регулировать такие параметры процесса, как температурный градиент и скорость роста R [9]: / - равноосные зерна; - направленная кристаллизация; / - черные поры  внимания при управлении процессом направленной кристаллизации является образование черных пор или цепочек равноосных зерен. Коль скоро в условиях направленной кристаллизации расплав располагается над твердой фазой, растворяемые элементы, например Al и Ti, в процессе кристаллизации отбираются от твердого раствора и обогащают собой жидкую фазу в ее нижней части, т.е. в нижней части грибообразной двухфазной области, которая примыкает к закристаллизовав-щемуся сплаву. Плотность расплава, обогащенного А1 и Ti, в среднем ниже, чем у расплава, расположенного над этой обогащенной зоной, нагретого до температур, более близких к температуре ликвидус, и не столь богатого А1 и Ti. Это различие в плотности может привести к возникновению потоков расплава, поднимающихся к верщине грибообразной зоны и при этом отламывающих верщинки образованных дендритов. Унесенные потоком, эти частицы действуют, как зародыши кристаллизации, благодаря которым образуются цепочки равноосных зерен, или дефекты, известные под названием полосчатость . Подобные дефекты делают неоправданным применение содержащей их детали, несмотря на то, что она получена методом направленной кристаллизации, ибо их присутствие может. привести к преждевременному разрушению. Любая разновидность присутствия равноосных зерен, включая полосчатость, неприемлема; условия кристаллизации необходимо выбирать таким образом, чтобы появление равноосных зерен было исключено. Процесс кристаллизации становится стабильным при некотором критическом значении теплового градиента G ; высота грибовидной зоны в этом случае слишком мала, чтобы обеспечить достаточную разницу в плотности расплава и, тем самым, возникновение обратных потоков. Следовательно, при тепловых градиентах, превышающих G , полосчатости не будет [9]. Величина G зависит от химического состава. При меньших значениях температурного градиента формирование обратных потоков определяется различием между температурами ликвидус и солидус АГ, временем локального затвердевания ЛГр необходимым^ чтобы затвердевание наступило в в оригинале употреблен термин freckles, что в обычном смысле означает веснушки . Прим. перее. грибовидной зоне, и тепловым градиентом G в этой зоне. Если принять, что для образования сколь-нибудь заметной полосчатости требуется некоторый критический отрезок времени А^1, то можно следующим образом выразить скорость кристаллизации, выше которой полосчатость не возникнет: R<LT/Lt\)/{1/G). (7.2) Уравнение (7.2) представлено графически на диаграмме в координатах скорость роста - тепловой градиент (см. рис. 7.5), чтобы в совокупности с уравнением (7.1) показать границу области (заштрихованной), в пределах которой идет управляемый процесс направленной кристаллизации. Рекрисгаллизованные зерна. В случае направленной кристаллизации суперсплавов в них могут возникать и другие дефекты, не свойственные сплавам при обычном литье. К таким дефектам относятся рекристаллизованные зерна; их появление может быть следствием холодного деформирования готовой отливки при ее последующем переделе, вслед за которым осуществляют высокотемпературную эксплуатацию изделия. Если температуры эксплуатации достаточно высоки, у'-фазы может не хватать для торможения миграции границ, и происходит обычная рекристаллизация. Если температуры эксплуатации не столь высоки, так что- дислокации вынуждены перерезать частицы у'-фазы, рекристаллизация идет медленнее и не столь интенсивна. В этих условиях происходит рекристаллизация так называемого ячеистого типа, при нем частицы перед движущейся границей зерен растворяются, а когда граница зерен прошла - выделяются вновь. В результате движение границы оказывается замедленным. При обычной рекристаллизации рекристаллизованные зерна могут содержать двойники, а при ячеистой рекристаллизации - нет. На границах рекристаллизованных зерен относительно мало вторичных выделений или понижено содержание благоприятных легирующих элементов, таких как Hf, Zr, С или В, которые непосредственно после кристаллизации присутствуют там в более высокой концентрации в связи с сегрегационными явлениями, присущими процессам затвердевания расплава. На границах такого типа встречаются лишь отдельные частицы MjjCg, прочность этих границ низка, и при нагружении они, особенно будучи ориентированы перпендикулярно действующей нагрузке, служат местом возникновения трещин. Другие литейные дефекты. По мере того, как столбчатые зерна растут, они выстраиваются параллельно тепловому градиенту и перпендикулярно фронту кристаллизации, который не является соверщенно плоским, а приобретает некоторую кривизну. С перемещением фронта кристаллизации к вер-щине отливки проявляется тенденция к отклонению зерен от направления роста отливки, а количество столбчатых зерен уменьшается с увеличением ее длины. В результате может оказаться, что некоторые границы зерен пересекают поверхность лопасти лопатки на ее важнейших участках - на передней и задней кромке, что весьма нежелательно. Угол пересечения границ с поверхностью лопатки на этих участках отливки можно регулировать, совершенствуя плоскостность фронта кристаллизации, обычно его удерживают на уровне 10° или менее. Вообще говоря, любой дефект, включающий границу зерен с компонентой, которая перпендикулярна оси действующего напряжения или лопасти лопатки, неприемлем; к такого рода дефектам относятся полосчатость и рекристаллизованные зерна. К качеству направленно-закристаллизованных изделий из суперсплавов предъявляют большинство требований, относящихся К обычным отливкам; их инспектируют с применением радиографических и флюоресцентных методов. Пористость в направленно-закристаллизованных изделиях обычно невелика, поскольку расплавленная вершина отливки постоянно подпитывает слиток, компенсируя литейную усадку в течение всего процесса кристаллизации. И размеры, и плотность пор в этих изделиях меньше, чем в обычных отливках. Монокристаллические отливки подвержены тем же дефектам кристаллизации, что и отливки со столбчатыми зернами. Исключение составляет отклонение направления границ зерен от оси отливки, с этим дефектом приходится бороться только в отливках со столбчатым зерном. Однако монокристаллическим отливкам присуще формирование малоугловых границ. Обычно эти границы разделяют участки структуры монокристалла, разориентированные на угол не более 15°, однако и они способны послужить в качестве мест для возникновения трещины. Малоугловые границы в монокристаллических отливках обычно считаются допустимыми для некоторых сплавов и 248 видов их применения, только если угол разориентации на них не превышает 10°. Помимо отсутствия границ (внутренних поверхностей раздела) требованием к качеству монокристаллических отливок является соответствие их основной ориентировки какой-либо из главных кристаллографических осей, например оси <001>. 7.2. Микроструктура Микроструктура направленно-закристаллизованных изделий из суперсплавов подобна таковой у обычных отливок, она складывается из выделений у'-фазы в у-матрице и немногочисленных карбидных и боридных выделений; описание такой микроструктуры дано в гл. 4. Фаза гамма-штрих В изделиях со столбчатым зерном присутствие Hf способствует формированию эвтектических выделений у'-фазы в междендритных областях, как это видно на рис. 7.6. Снижение скорости направленной кристаллизации приводит к укрупне- ;--......уг-.......Г'.....~-.....~ -- г   Рис.7.6. Микрофотографии, иллюстрирующие, как добавки Hf способствуют образованию эвтектики у-у' в сплавах направленной кристаллизации: а - сплав MAR-M200, затвердевающий с образованием столбчатых кристаллов, видны немногочисленные эвтектические глобули; б - тот же сплав с добавкой Hf, доля эвтектических колоний (показаны стрелками) возросла нию кубоидных выделений у'-фазы, формирующихся в закристаллизованной отливке, однако объемная доля у'-фазы остается при этом неизменной. По заверщении полного цикла термической обработки выделения у'-фазы в изделиях направленной кристаллизации мельче и распределены равномернее, чем в обычных отливках; полнее этот вопрос рассмотрен в разделе, посвященном термической обработке на твердый раствор. Карбиды Чтобы предотвратить межзеренное растрескивание отливок со стержнями в процессе кристаллизации, в сплавы, предназначенные для изготовления изделий со столбчатым зерном, обычно добавляют Hf. В его присутствии меняется химический состав и морфология карбидных выделений. Когда содержание Hf превышает 1%, выделения HfC образуются в дополнение к смешанным карбидам МС, присутствующим в больщинстве высокопрочных литейных суперсплавов. Тугоплавкие выделения HfC, по-видимому, образуются в расплаве, в отличие от смешанных карбидов МС, возникающих в жидко-твердой грибовидной зоне. Следовательно, частицы HfC равноосны и практически лишены атомов других металлов. Фаза смешанных карбидов содержит Hf совместно с Ti, Та, Nb или W в зависимости от того, какие элементы, образующие карбиды типа МС, присутствуют в сплаве. Будучи образованным в грибовидной зоне, смешанный карбид МС более склонен к приобретению дендритной формы, равноосная форма для него менее характерна, чем для карбида HfC, так как морфология карбида зависит прежде всего от теплового градиента в пределах грибовидной зоны и становится более дендритной, а частица - более крупной по мере того, как уменьшается тепловой градиент. Усталостная долговечность возрастает с уменьшением размера дефектов, поэтому предпочтительными являются более мелкие равноосные карбидные частицы и кристаллизация в условиях высокого теплового градиента. Другой вид воздействия, которое Hf оказывает на морфологию карбидной фазы, связан с удержанием углерода в составе более стабильных Hf - содержащих карбидов типа МС, образующихся на более ранних стадиях кристаллизации или при более высоких температурах. Это предотвращает появление карбидов MjjCg в литом сплаве. В результате термической обработки при температурах ниже 1090 °С карбиды МС начинают разлагаться, и по границам зерен, подобно тому как это происходит в обычных отливках, появляются богатые хромом выделения MjjC. Образование карбидов М^С также замедляется в присутствии Hf, стабилизирующего карбиды МС за счет остальных типов карбидной фазы. Закономерности, которым образование карбидов М^С подчиняется в сплавах, богатых Мо или W, сохраняют свою значимость и в сплавах направленной кристаллизации. В случаях, когда требуется получение монокристаллических отливок, содержание С в сплаве намеренно уменьшают [до уровня ниже 0,005% (ат.)], поскольку нет границ зерен, которые требуется упрочнить с помошью карбидной фазы; в таких изделиях присутствует лишь небольшое количество очень мелких выделений MjjC. Чтобы началось образование карбидов МС, требуется содержание С не менее 0,01% (ат.); это содержание может быть ниже в том случае, когда в сплаве присутствует заведомо повышенное ко -личество сильного карбидообразователя типа Та, Ti или Hf. В сплавы, предназначенные для отливок со столбчатым зерном, обычно добавляют около 0,015% В; он образует по границам зерен бориды, морфология которых подобна таковой у боридов в обычных отливках. Для повышения прочности поперечных границ в сплавы для отливок со столбчатым зерном вводят Hf. Однако добавки В оказались в этом случае почти столь же эффективны. Если В присутствует в качестве основного упрочнителя границ зерен в сплавах со столбчатой структурой, его содержание увеличивают до 0,2 % при очень низком содержании С; аналогичный подход характерен для выбора содержания В и С при легировании сплавов для обычных отливок [Ю]. Так же как в высокобористых сплавах для обычных отливок, основной тип образующихся боридов -М5В3. Фазы т.п.у. Как и в обычных отливках, топологически плотно упакованные (т.п.у.) фазы {б, \i или Лавеса) могут образоваться в направленно-закристаллизованных сплавах. По существу их присутствие более вероятно, когда направленно-закристаллизованный сплав пребывает в литом состоянии, поскольку склонность к сегрегациям у этих сплавов выще, чем у сплавов для обычных отливок, кристаллизующихся с больщей скоростью. Но изделия из направленно-закристаллизованных сплавов поставляют после термической обработки на твердый раствор, т.е. после гомогенизации, которая снижает вероятность присутствия т.п.у. фаз. Это обстоятельство рассмотрено в разделе, посвященном термической обработке. Стабильность микроструктуры 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 0 или II, 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. 7.3. Термическая обработка Обычно суперсплавы подвергают термической обработке трех видов: 1) обработка на твердый раствор с целью растворить выделения у'-фазы, чтобы затем вызвать ее повторное выделение в виде более тонких и равномернее распределенных частиц и тем самым увеличить прочность сплава; 2) термическая обработка покрытия с целью укрепить связь покрытия со сплавом-подложкой; 3) отжиг - старение с целью полу- чить дополнительные выделения у'-фазы и/или карбидных и боридных фаз по границам зерен. Термическая обработка на твердый раствор Изделия из суперсплавов направленной кристаллизации подвергают термической обработке на твердый раствор, чтобы повысить их прочность за счет измельчения выделений у'-фазы. Применительно к обычным отливкам из высокопрочных сплавов с высокой объемной долей у'-фазы (>0,5) такая обработка вызывает снижение пластичности и долговечности в условиях ползучести. В этих условиях упрочнение зерен делает затруднительной призернограничную деформацию, которая необходима для аккомодации формоизменения зерен в результате деформирования поликристаллического тела. В результате возрастает вероятность возникновения зернограничных трещин и снижаетсй пластичность и долговечность изделия в условиях ползучести. Работоспособность изделий из суперсплавов направленной кристаллизации не лимитирована способностью передачи деформации через границы зерен без возникновения трещин, эти изделия в литом состоянии характеризуются наличием более грубых и менее равномерно распределенных выделений г'-фазы, так что обычно применительно к этим сплавам термическую обработку на твердый раствор используют для оптимизации механических свойств [3, 11]. В идеале следует переводить в твердый раствор всю у'-фазу, присутствующую в отливке непосредственно после кристаллизации (т.е. эвтектические выделения и крупные выделения кубической формы). В результате сплав должен быть гомогенизирован, чтобы после охлаждения от температуры гомогенизации до температуры ниже температуры сольвус у'-фазы в микроструктуре образовались ее мелкодисперсные равномерно распределенные выделения. Микроструктура такого рода и будет оптимальной, благодаря ей суперсплав приобретает максимальные механические свойства. Повышение свойств происходит благодаря следующим двум обстоятельствам: 1) в сплаве имеются зоны сегрегации, сопровождающейся образованием эвтектических или просто грубых выделений у'-фазы, это - слабые места микроструктуры сплава, не позволяющие в полной мере реализовать его 1 ... 9 10 11 12 13 14 15 ... 19 |
 |
 |