Общая характеристика жаропрочных никелевых сплавов с равноосной структурой

Эксплуатационные характеристики газотурбинных двигателей и стационарных установок во многом определяются свойствами никелевых жаропрочных сплавов, являющихся основным материалом для изготовления турбинных лопаток. Создание в середине 1940;х годов в Англии первого дисперсионно-твердеющего сплава Nimonic 80 для изготовления рабочих лопаток газовых турбин методом штамповки открыло новую главу в развитии жаропрочных материалов на никелевой основе. Открытие второй главы в истории этих материалов принадлежит СССР, когда в В НАМ было показано, что наибольшую перспективу повышения уровня жаропрочности лопаток открывают не деформируемые, а литейные сплавы [ 1 ]. Это связано с тем, что повышение степени легирования сплавов затрудняло или даже делало невозможной их деформацию. Дальнейшего повышения жаропрочности можно было достигнуть только переходом к изготовлению лопаток методом точного литья. Кроме того, технология литья по выплавляемым моделям является практически единственным способом получения охлаждаемых лопаток, имеющих сложную геометрию внутренней полости. Это новое направление в развитии жаропрочных сплавов для изготовления рабочих лопаток газовых турбин в дальнейшем, с запозданием на пять лет, было принято в США, Англии и других странах [2].

Разработка жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС) осуществлялась на основе гетерофазной теории жаропрочности, сформулированной и развитой С. Т. Кишкиным. Он сформулировал основные принципы легирования сплавов, которые могут быть сведены к следующим положениям:

• • многокомпонентное легирование у-твердого раствора и у'-фазы для обеспечения высокой фазовой и структурной стабильности сплава;
• • упрочнение границ зерен, которое достигается за счет МСкарбидных выделений, а также избирательным микролегированием В и Zr. Исследования с применением радиоактивных изотопов и электронной микроскопии показали, что микролегирование замедляет процессы диффузии по границам зерен, резко повышая жаропрочность отливок с равноосной структурой;
• • достижение определенного соотношения между суммарным содержанием Al, Ti, Nb (у'-образующие элементы) и суммарным содержанием Mo, Cr, W (преимущественно у-стабилизируюшие элементы) в целях получения оптимальной разности параметров кристаллических решеток у'-фазы и у-твердого раствора;
• • сведение к минимуму вероятности образования топологически плогноупакованных (ТПУ) фаз (а-, p-фазы, фазы Лавеса), карбидов типа Ме₆С, выделение которых приводит к разупрочнению сплава [2].

В ЖНС с равноосной структурой имеются карбидные и боридные фазы различного типа: на основе монокарбидов титана, ниобия, тантала и гафния (МС-карбиды); сложные карбиды (М₆С) на основе тугоплавких металлов W, Мои никеля [Ni₃(W, Mo)₃CJ; на основе карбидов хрома типа М₂₃С₆, М-С₃; бориды в виде зернограничных выделений по типу М₃В₂ (где М — Mo, W, Ti, Cr, Ni, Со).

В зависимости от легирования, условий кристаллизации и термической обработки в структуре ЖНС наблюдаются и другие фазы, оказывающие сложное влияние на характеристики жаропрочности: фазы на основе ОЦК-твердых растворов легирующих элементов в хроме, вольфраме и молибдене (a-фаза); интсрметаллическис фазы типа Ni₃X (где X — Nb, Та, Ti) и Ni₅X (где X — Hf, Zr); ТПУ интерметаллические фазы типа аир.

Формирование литой структуры ЖНС начинается при кристаллизации с образованием в относительно небольшом интервале температур кристаллов у-твердого раствора в форме дендритных ветвей. Далее одновременно с затвердеванием жидкости междендритных областей образуются монокарбиды МС по эвтектической реакции: Ж = у + МС. Заканчивается формирование литой структуры ЖНС кристаллизацией фаз эвтектического происхождения, которые выделяются в глобулярной или дендритообразной форме: (у + у')_авп М₆С, а. Затем в процессе охлаждения с температуры нижеу'-сольвус (температурная растворимость у'-фазы ву-растворе) первичный у-твердый раствор распадается с выделением дисперсных частиц у'-фазы. Этот процесс, протекая с небольшим температурным переохлаждением (10—20 °С) относительно у'-сольвус, носитвЖНС спонтанный характер, связанный с гомогенным зарождением и дальнейшим ростом выделений у'-фазы при малых путях диффузии атомов [3].

Типичный химический состав, механические и физические свойства ЖНС для равноосного литья приведены в табл. 1.1 —1.3 [4].

Таблица 1.1

Типичный химический состав серийных ЖНС для равноосного литья

Таблица 1.2

Типичные механические свойства ЖНС для равноосного литья

Окончание табл. 1.2

Таблица 1.3

Физические свойства ЖНС с равноосной структурой

Все легирующие элементы ЖНС в зависимости от степени их влияния можно условно разделить на несколько групп [3, 4]:

Со, Cr, Mo, W, Та, Re… Упрочнение твердого раствора.

Al, Ti, Nb, Та, Hf… Дисперсионное упрочнение интерметаллическими фазами у' на основе Ni₃Al.

Та, Ti, Nb, Hf, W, V… Дисперсионное упрочнение при уменьшении проскальзывания по формированию карбидов типа:

Сг…МС.

Cr, Mo, W… М₇С₃

Mo, W… М₂₃С₆

С, В, Zr, Hf, La, Се… М₆С; снижение зернограничной диффузии зерен, увеличение вязкости разрушения.

Al, Cr, Hf, La, Y… Сопротивление газовой коррозии Сг, Ti… Сопротивление сульфидной коррозии.

Al, Ti, Hf, Та, W, Mo Re, W… Повышение температуры полного растворения у'-фазы; повышение температуры солидус Для каждого сплава данной системы легирования формируются фазы с присушим только этому сплаву химическим составом, определяемым объемной долей фаз и коэффициентами распределения К, легирующих элементов между фазами у' и у: К_;= С,{у'}/С,{у}, где С, — концентрация /-го элемента в фазе (проценты атомные).

Коэффициент К₍ меньше единицы для у-стабилизирующих элементов (Cr, Со, Mo, Re, V) и больше единицы для у'-стабилизирующих элементов (Ti, Та, Nb, НО; значение А’для вольфрама может изменяться в пределах 0,5—1,5.

/…А1… Сг… Со… W… Mo… Ti… Nb… Та… V… Re… Hf.

Ki… 3,5…0,2… 0,5… 1,0… 0,4… 4,7… 2,5… 2,3… 0,6… 0,1… 5,5.

Tвердорастворное упрочнение у-матрицы легирующими элементами обусловлено разницей в атомных диаметрах и валентностях легирующего элемента замещения и никеля. Увеличение разности валентностей никеля и добавки снижает энергию дефектов упаковки Ni, что затрудняет движение дислокаций в никелевом твердом растворе. К дополнительному упрочнению матричной у-фазы приводит легирование металлом с большим, чем у никеля, модулем упругости. Таким образом, упрочнение никелевого твердого раствора при легировании будет возрастать в ряду элементов Со, Fe, Cr, V, Al, Ti, Мо, W, Nb, Та, Re.

При температурах выше 0,6 Т_пп, кроме перечисленных факторов, на упрочнение у-твердого раствора оказывает существенное влияние диффузионная подвижность атомов легирующих элементов. Между коэффициентом диффузиии и температурой Т_пя существует тесная корреляция.

Если легирование повышает Т_пл, то гомологическая температура, а также диффузионная подвижность атомов в таком сплаве будут ниже. В результате при высокотемпературной ползучести наибольший вклад в сопротивление разрушению вносят легирующие металлы (рений и вольфрам), повышающие температуру солидус ЖНС.

В ЖНС у'-фаза представлена множеством составов, что свидетельствует о ее способности растворять практически все переходные элементы в их различном сочетании. Суммарная предельная растворимость легирующих элементов возрастает от 5—6ат.% ву'-фазс никелевых сплавов трехкомпонентных систем Ni—А1—W (Мо) до 10 ат. % в многокомпонентной у'-фазе сложнолегированных никелевых сплавов. Объемная доля частиц у'-фазы в ЖНС определяется в соответствии с концентрацией алюминия и таких у'-образующих элементов, какТц Nb, Ta, Hf, в наиболее жаропрочных сплавах она достигает 60— 70%. При повышенных концентрациях этих элементов в структуре сплава появляются выделения у'_ЭВ|-фазы в виде включений глобулярной формы, располагающихся в междендритных областях. Фаза у'_эвт не вносит вклада в упрочнение сплава, а напротив, отрицательно влияет на сопротивление высокотемпературной ползучести.

Дисперсионное упрочнение частицами у'-фазы обеспечивает длительное сохранение высокой температурной способности ЖНС в широком интервале температур, вплоть до 1150 °C, и достигается путем торможения скользящих дислокаций в у-матрицс высокодисперсными частицами у'-фазы. Следовательно, важнейшую роль в сопротивлении высокотемпературной ползучести ЖНС играют, наряду с объемной долей и размерами частиц у'-фазы, физико-химическими и механическими свойствами уи у'-фаз, такие параметры гетерофазной у/у '-структуры, как температура полного растворения у'-фазы ву-растворе (солвусу') и размерное несоответствие периодов кристаллических решеток уи у'-фаз (мисфит). Мисфит оценивается по параметру Да = (я_у — a_Y)/a._r где а., и а.,. — периоды кристаллических решеток уи у'-фаз.

Карбиды в жаропрочных сплавах на никелевой основе распределяются преимущественно по периферии ветвей дендритов и границам зерен. Их роль в ЖНС неоднозначна. Карбиды, расположенные по границам зерен, оказывают положительное влияние на характеристики кратковременной и длительной прочности, затрудняя зернограничное проскальзывание. Роль карбидного упрочнения возрастает при повышенных температурах. Карбиды препятствуют рекристаллизации и диффузии по поверхностям раздела, способствуя увеличению температурной работоспособности сплавов.

Для улучшения морфологии карбидов в структуре ЖНС их легируют гафнием. Под его влиянием температура образования МС-карбидов повышается и форма выделений карбидных частиц становится более благоприятной — полиэдрической. В результате этого межзеренные границы приобретают повышенную способность к пластической деформации. Выделения карбидов оказывают и косвенное влияние на упрочнение никелевых сплавов. Связывая значительное количество основных легирующих элементов (Ti, Та, W и др.), карбиды обедняют ими уи у'-фазы, снижая тем самым эффективность твердорастворного и дисперсионного (у'-фаза) механизмов упрочнения.

В жаропрочных сплавах наблюдаются четыре типа карбидов. Их образование определяется составом сплава, температурой и временем. Карбиды МС, сформировавшиеся в процессе кристаллизации сплава, при длительном воздействии высокой температуры и напряжения могут претерпевать превращения в карбиды других типов в соответствии со следующими твердофазными реакциями: МС + у => => М₂₃С₆ + у'; МС + у => М₆С+ у'.

Карбиды М₂₃С₆ стабильны до температур 900—1000 °С; при более высоких температурах устойчивыми являются двойные карбиды типа М₆С. Последние образуются в жаропрочных сплавах с высоким содержанием тугоплавких металлов и характеризуются широким интервалом составов в пределах М₃С—М₁₃С. Типичными составами двойных карбидов являются (Ni, Со)₃Мо₃С и (Ni, Co)₂W₄C. Образовавшиеся в твердой фазе карбидные выделения имеют пластинчатую морфологию и служат концентраторами напряжений, отрицательно влияя на вязкость разрушения.

К ТПУ-фазам в ЖНС относятся тетрагональная a-фаза и ромбоэдрическая p-фаза. Формула p-фазы (Cr, Mo) x (Ni, Со) у, где хиу могут изменяться в пределах 1—7. ТПУ-фазы образуются изу-твердого раствора сплава в виде тонких пластин в интервале температур 750— 1000 °C, часто зарождаются на карбидах М₂₃С₆ и М₍, С по границам зерен. В ренийсодержащих ЖНС выпадение сг-фазы наблюдается в области более высоких температур (1000−1150 °С) и дополнительно может образовываться орторомбическая Р-фаза.

Вредное влияние ТПУ-фаз на механические свойства ЖНС проявляется в том, что пластинчатая морфология фаз служит источником зарождения и распространения трещин, ведущих к хрупкому разрушению.

Склонность ЖНС к выделению ТПУ-фаз определяется содержанием в у-твердом растворе Cr, Mo, W и Re. Установлено, что в сплавах, образующих карбиды М₂₃С₆, при длительном воздействии температуры и напряжения также будет образовываться a-фаза, в то время как в сплавах, склонных к образованию М₍₎С-карбидов, может выделяться ц-фаза.

С 60-х годов прошлого столетия основной тенденцией в разработке ЖНС для литья турбинных лопаток стало повышение в матричном у-растворе содержания упрочняющей у'-фазы (до 60—70%). В то же время разработчики сплавов стремились и к повышению температуры полного растворения у'-фазы в у-твердом растворе путем увеличения концентрации А1, снижения содержания Сг и Со, а также дополнительного легирования тугоплавкими переходными металлами (Mo, W, Nb, Та, Hf). Для упрочнения границ зерен вводились микродобавки В, Zr, Y, La и Се.

В 40-е годы прошлого столетия Н. Грантом введено понятие эквивалентной температуры, выше которой разрушение поликристаллических жаропрочных сплавов в процессе ползучести происходит по границам зерен, расположенных перпендикулярно оси приложения нагрузки. Это подтвердилось экспериментальными исследованиями академика С. Т. Кишкина, показавшего, что никелевый жаропрочный сплав ЭИ437 разрушался по границам зерен, ориентированным перпендикулярно оси внешней нагрузки, причем трещины в отливках на таких границах зарождались уже в начале второй стадии ползучести. Поэтому литые лопатки из никелевых жаропрочных сплавов с повышенной длительной прочностью должны иметь столбчатую структуру, в которой границы зерен располагаются параллельно направлению главных напряжений.