CC BY
233
УДК 669.14.018.44
Д-р техн. наук Э. И. Цивирко1, Н. А. Лысенко2, В. Г. Клочихин2,
канд. техн. наук П. Д. Жеманюк2
Национальный технический университет, 2ОАО «Мотор Сич»,
г. Запорожье
ЛЕГИРОВАНИЕ И МОДИФИЦИРОВАНИЕ НИКЕЛЕВЫХ
СПЛАВОВ ЦИРКОНИЕМ
Легирование никелевых сплавов 2-3 % (масс.) циркония создает в них дисперсную игольчатую фазу № Сг, которая, существенно упрочняя металлическую матрицу, приводит к заметному улучшению физико-механических и эксплуатационных характеристик ответственного авиационного литья. Модифицирование жаропрочных никелевых сплавов цирконием (0,05-0,25 % масс.) улучшает структуру карбидов, измельчает макро- и микрозерно, повышает микро твердость металлической матрицы и заметно повышает жаропрочность литых деталей ГТД.
В настоящее время преобладает направление получения более высоких жаропрочных свойств литых деталей ГТД за счет усложнения составов никелевых сплавов, когда никелевая основа составляет примерно 60 % (по массе), а 13.. .15 дорогостоящих легирующих элементов - до 40 % [1]. Поэтому стала актуальной проблема создания новых жаропрочных сплавов упрощенных составов, которые не уступали бы по своим служебным характеристикам уже существующим.
Были проведены исследования [2, 3, 4] по влиянию циркония на структуру и свойства сплава Х20Н80 (нихром). Сплав Х20Н80 выплавляли методом сплавления шихтовых материалов в вакуумной индукционной печи УППФ-3М. В сплав при г = 1580±20 °С вводили цирконий в составе лигатуры (94,6 % 2г; 5,4 % N1) в количестве 0,5; 1,0; 1,5; 2,0; 3,0; 4,0 % (по массе) и получали литые образцы 0 / □ 12 мм для последующих испытаний.
Анализ химического состава сплавов показал (табл. 1), что усвоение циркония в сплаве Х20Н80 составляло в среднем 81 %. По сравнению со стандартным содержанием хрома в сплаве Х20Н80 в исследуемом металле его массовая доля колебалась в пределах 16.21 %, а массовая доля циркония - 0.3,3 %.
Металлографическое исследование показало, что стандартный литой сплав Х20Н80 представляет собой гетерогенную систему на базе у -твердого раствора (матрица) с небольшим количеством карбидов типа МеС. После травления на шлифах наблюдали крупное (до 2,8 мм) аустенитное зерно с тонкими границами.
Повышение в сплаве Х20Н80 массовой доли циркония (от 0,38 до 3,30 %) способствовало уменьшению размера как макрозерна (рис. 1 ), так и микрозерна, образованию карбидной эвтектики и пленочных карбидов по границам зерен (рис. 2, а), а также выделения пластин итерметаллида в никелевой матрице (рис. 2, б). Карбидная эвтектика состояла из конгло-
Таблица 1 - Химический состав сплава Х20Н80 исследуемых вариантов
Расчётная присадка циркония, % Массовая доля элементов,% Усвоение 2г, %
Сг 2г
0 20,89 0 0,17 -
0,5 19,64 0,38 0,18 76
1,0 19,38 0,88 0,17 88
1,5 18,70 1,11 0,10 74
2,0 17,91 1,68 0,08 84
3,0 16,30 2,37 0,05 79
4,0 16,77 3,30 следы 82
Норма ГОСТ 10994-74 20,023,0 - < 0,4 -
мератов и разделяющих их прожилок. Увеличение размеров и количества карбидной эвтектики с повышением содержания циркония в сплаве можно объяснить ликвацией циркония в междендритных областях и на границах зерен. Кроме того в сплавах, легированных цирконием, присутствовали неметаллические включения по металлографическим признакам характерные для нитридов и карбонитридов типа и 2г (С,№).
Определение микротвердости фазовых составляющих аустенитной матрицы и эвтектики позволило установить, что выделившаяся эвтектика значительно мягче матрицы. При твердости аустенитной матрицы,
© Э. И. Цивирко, Н. А. Лысенко, В. Г. Клочихин, П. Д. Жеманюк, 2007 22
Рис. 1. Влияние содержания циркония на размер макрозерна в сплаве Х20Н80
Рис. 2. Структура сплава Х20Н80, легированного цирконием в количестве 3,3 % масс:
а - структура эвтектики, х 1000; б - выделение игл (пластин) интерметаллида в никелевой матриц, х 3500
армированной дисперсной интерметаллидной фазой, в пределах значений ИУ0 05 1500-1700 МПа, твердость эвтектики составляет ИУ„ 500-600 МПа.
По данным рентгеноспектрального анализа (рис. 3) основным компонентом эвтектики является соединение никеля и циркония, практически не содержащее хрома. Соотношение никеля и циркония в соединении равно 5:1, что соответствует составу интерметаллида 2г№5. Эвтектическая компонента была идентифицирована как интер-металлид 2г№5 с ГЦК решеткой, соответствующей пространственной группе ^ 43 т (типа сфалерит) [5].
Рис. 3. Дифрактограмма сплава Х20Н80 с содержанием 3,30 % циркония
Металлографические исследования показали, что при содержании в нихроме 0,38 % (масс.) циркония в зернограничных объемах сплава начинается выделение дисперсной игольчато-пластинчатой фазы, ориентированной по кристаллографическим плоскостям аустенитной матрицы. С повышением содержания циркония до 0,88 % масс., игольчатая фаза занимает весь объем зерна и в структуре сплава начинает формироваться эвтектика гг№5-№, а также глобулярные и пленочные выделения интерметаллида 2г№5.
Увеличение массовой доли циркония в сплаве практически не влияло на временное сопротивление разрушению (ств) (табл. 2), но пластические характеристики (5 и КСи) снижали свои значения. С ростом циркония в сплаве несколько снижалась его физическая плотность (табл. 2). Последнее можно объяснить некоторым разрыхлением границ зерен в результате существенного отличия атомных радиусов компонентов сплава (атомные радиусы N1 и Сг равны 0,124 и 0,127, соответственно, а гг - 0,160 нм). Свой вклад в уменьшение плотности исследуемых сплавов вносят также карбидная эвтектика, карбиды и карбонитриды, так как плотность этих структурных составляющих заметно ниже плотности металлической матрицы.
Зависимости плотности (р) от массовой доли циркония (% гг), объема микропор (ИМП), содержание карбонитридов циркония (ИК ц ) и карбидной эвтектики (ИКЭ) описываются с достаточной достоверностью уравнениями (1), (2), (3):
р = 8,03 + 0,29[% гг]- 0,63 (ИМ П ), г/см3 (1)
а
б
Таблица 2 - Механические свойства (средние значения) сплава Х20Н80, легированного разным количеством циркония
Таблица 3 - Длительная прочность сплава Х20Н80, легированного различным количеством циркония
Массовая доля гг, % ст В , МПа 5 , % КСИ, кДж/м2 р , г/см3
0 449 50,8 2500 8,494
0,38 244 16,6 700 8,483
0,88 377 32,0 1638 8,477
1,11 436 42,0 325 8,471
1,68 487 33,2 275 8,469
2,37 480 26,4 632 8,459
3,30 518 20,8 200 8,459
р = 8,16 - 0,64[% гг]- 0,52 (ИКЦ), г/см3 (2)
р = 9,2 - 5,65[% гг]- 0,45 (ИКЭ), г/см3 (3)
Установлены зависимости механических свойств в исследуемых сплавах от плотности и массовой доли циркония:
стВ =-12,24 + 51,88[%гг] + 43,35[р], МПа (4)
5 = 50,84 - 6,71 [% гг] - 1,13 [ р ], % (5)
Влияние массовой доли циркония и объемного содержания структурных составляющих в сплавах на пластические свойства их описываются уравнениями (6...11):
5 = 38,7 - 7,4 [% гг] + 1,6 (ИК.Ц), %
5 = 42,3 - 29,3 [% гг] + 1,9 (иКЭ), %
(6)
(7)
(8)
5 = 44,8 - 7,4 [% гг] - 27 (иМП.), %
КСИ = 1,7 - 70,4 [% гг] - 0,2 (ИК.Ц), МДж/м2 (9) КСИ = 1,5 - 0,3 [% гг] - 0,02 (ИК Э), МДж/м2 (10)
КСИ = 0,8 - 0,3 [% гг] - 0,4 (иМП), МДж/м2(11)
Введение в сплав Х20Н80 циркония положительно влияет на жаропрочность. Установлено (табл. 3), что время до разрушения образцов (1) при 1 = 730 °С (ст = 190 и 100 МПа) и 1 = 815 °С (ст = 60 МПа) увеличивалось с повышением массовой доли циркония в сплаве при одновременном снижении плотности (см. уравнения (12), (13), (14).
Массовая доля гг,% 0 0,38 0,88 1,11 1,68 2,37 3,30
730 т 190 , час 0 0 0 4,16 3,0 18,0 35,16
815 т 60 , час 29,9 2,5 734,0 1024 1024 1024 1024
730 т100 , час 31,5 820 1002 1415 1602 1602 1602
тЦ« = 651,2 - 11,4 [% гг] - 74,3 [ р ], ч. (12) т605 = -1298 + 3 5 8,4 [% гг] + 175,7 [ р ], ч. (13)
Т100 = -1518,7 + 460,2 [% гг] + 239,1 [р ], ч.(14)
Получены зависимости длительной прочности сплавов (стю0) от массовой доли циркония и содержания структурных составляющих (уравнения (15.18)):
ст70300 = 104 + 417 [% гг] + 14 (ИКЭ ), МПа (15) СТ100 = 174 - 121 [% гг] + 26 (ИКЭ), МПа (16) с^ = 855 + 396 [% гг] + 381 (ИМЛ.), МПа (17)
ст?<10 = 436 + 114 [% гг] + 141 (И^п.), МПа (18)
Сравнительный анализ характеристик ряда жаропрочных никелевых сплавов показал, что разработанный сплав ХН77ЦЗ (т. е. легированный цирконием нихром) при сумме легирующих элементов ~ 20 % (Сг, гг) по уровню длительной прочности не уступает таким распространенным сплавам как ЖС6К и ¡N-100, в которых содержание легирующих элементов (Со, Сг, Мо, ^ А1, Т1) 33 и 38 % соответственно. Длительная прочность сплавов ЖС6К и ¡N-100 при температуре 850 °С составила 420 и 513 ч, соответственно, а сплава ХН77ЦЗ при температуре 815 °С - 615 ч.
Жаростойкость полученного сплава ХН7ЦЗ, определенная при температуре 1000 °С в течение 100 час., была более чем в 5 раз выше жаростойкости таких распространенных сплавов как ХН78Т, ХН75МБТЮ, ХН62ВМТЮ и ХН60ВМБ.
В связи с тем, что в литературе очень мало сведений о применении циркония для легирования широко применяемых сплавов, провели исследования влияния
циркония на структуру и свойства литого никельхро-мовольфрамового сплава ХН60ВТ [6].
Сплав ХН60ВТ выплавляли методом переплава заготовки в вакуумной индукционной печи УППФ-3М в основном тигле вместимостью 8 кг. В расплав, нагретый до 1600±20 °С вводили никель-циркониевую лигатуру (94,6 % гг; 5,4 % N1) из расчета получения в сплаве 0; 0,5; 1,0; 1,5; 2,0 и 3,0 % (масс.) циркония. Усвоение циркония сплавом увеличивалось от 78 % (расчетная присадка 0,5 % гг) до 98 % (присадка 3,0 % гг) (табл. 4).
Таблица 4 - Химический состав исследуемых плавок сплава ХН60ВТ
Расчетная присадка циркония, % Массовая доля элементов, %*'
Сг W Т1 Бе Мп гг
0 25,5 14,0 0,26 3,10 0,34 0,34 0
0,5 26,5 14,5 0,45 3,85 0,20 0,30 0,39
1,0 24,9 13,8 0,33 3,04 0,14 0,19 0,86
1,5 26,0 13,7 0,45 3,98 0,21 0,26 1,39
2,0 26,5 13,9 0,25 2,27 0,27 0,39 1,94
2,0**) 24,2 14,5 0,26 2,20 0,13 0,39 1,97
3,0 24,9 13,4 0,26 2,40 0,23 0,36 2,98
Нормы ТУ 14-1-28691 23,526,5 13,016,0 0,300,7 < 4,0 < 0,50 < 0,80 -
*) Остальное — никель; кроме того в сплавах содержалось 0,04-0,05 % С; 0,46-0,50 % А1; < 0,02 % 8;
< 0,003 % Р.
**) Цирконий присаживали за 10 мин до слива металла
Увеличение массовой доли циркония в сплаве ХН60ВТ до 3,0 % способствовало существенному измельчению макрозерна.
Микроструктура сплава ХН60ВТ без циркония представляла собой гетерогенную систему на базе g-твердого раствора с наличием карбидов типа МеС и небольшого количества (объемная доля примерно 0,0013 %) карбидной эвтектики (размер участков до 5 мкм), обогащенной Сг, Т1 и W и обедненной N1 и Бе. В результате термической обработки (гомогенизация при 1180 °С - 2 ч, охлаждение на воздухе) выделялись мелкодисперсные карбиды Ме23С6, преимущественно в межосных пространствах, где наблюдалась дендритная ликвация ряда элементов, особенно углерода и хрома. В связи с невысоким содержанием титана и алюминия в сплаве эти карбиды служат основной упрочняющей фазой у -твердого раствора.
В структуре сплава с цирконием наблюдали карбидную эвтектику в сочетании с карбидами по грани-
цам зерен, размеры и количество которых увеличивались с повышением содержания циркония. Микрорен-тгеноспектральный анализ показал, что в состав карбидной эвтектики преимущественно входили хром, титан, вольфрам, цирконий и углерод. Увеличение карбидной эвтектики с повышением концентрации циркония в сплаве, обусловлено ликвацией циркония в междендритные области и на границы зерен, а также тем, что он входит в состав эвтектики. В сплаве с различными присадками циркония выявлены также нит-ридные включения (гг№), размер и количество которых возрастало с повышением его концентрации. Термическая обработка способствовала некоторой коагуляции колоний карбидной эвтектики и выравниванию химического состава между осями и межосны-ми пространствами дендритов.
Неоднозначно влиял цирконий на развитие микропористости. При наличии в сплаве до 0,86 % гг повышалась объемная доля микропор почти на 28 % по сравнению с металлом стандартного состава. Дальнейшее увеличение содержания циркония (от 1,94 до 2,98 %) приводило к снижению микропористости на 35-88 % . Следует отметить, что более раннее введение циркония в расплав (за 10 мин до слива металла) позволило получить отливку с минимальным объемом микропор (0,005 %).
Механически испытания показали, что легирование сплава ХН60ВТ цирконием практически не влияло на временное сопротивление разрыву (табл. 5). При этом повышение массовой доли циркония в сплаве приводило к снижению его пластичности (5 ) и удар -ной вязкости (КСИ), что связано с огрублением структуры и вследствие сегрегации карбидной эвтектики и пограничных выделений карбидов.
Таблица 5 - Механические свойства сплава ХН60ВТ с различным содержанием циркония
гг, % СТв , МПа 5, % КСИ, кДж/м2
0 570 48,5 15,4
0,38 595 46,5 13,2
0,86 575 42,0 12,8
1,39 555 26,0 3,5
1,94 580 29,0 6,9
1,97 545 25,5 5,7
2,98 555 21,0 2,0
Примечание: Приведены средние значения свойств по результатам испытаний трех образцов каждого сплава
Результаты испытаний на длительную прочность при 1 = 730 °С и ст = 190 МПа показали, что по сравнению со сплавом без циркония при содержании в сплаве 0,39-0,86 % Хг время до разрушения увеличивалось в 2-3 раза, при 1,39-1,97 % Хх - в 20 раз, а при 2,98 % - в 50-60 раз (рис. 4).
т„, ч
Рис. 4. Влияние содержания циркония на длительную прочность сплава ХН60ВТ при 1 = 730 °С и ст = 90 МПа
(Тр - время до разрушения): 1 - гомогенизация при 1180 °С (2 ч), воздух; 2 - то же + старение при 815 °С (16 ч), воздух
При 1 = 815 °С и ст = 60 МПа все исследованные образцы выдержали без разрушения 3484 ч. С увеличением напряжения до 160 МПа образцы начали разрушаться. Заметное повышение жаропрочности (в 2,57 раз) наблюдалось в образцах сплава, содержащих более 0,39 % Хг.
При исследовании структуры образцов, прошедших испытания на длительную прочность, установлено, что в сплаве без циркония увеличилось количество упрочняющей карбидной фазы в виде глобулярных частиц Ме23С6.
После длительных выдержек (от 100 до 3500 ч) при температуре 730 °С и напряжении 190 МПа в сплавах с цирконием упрочнение реализовалось за счет значительного выделения игольчатой фазы, наряду с которой в матрице содержалось небольшое количество мелких глобулярных карбидов Ме23С6. Интенсивность выделения игольчатой фазы увеличивалась с повышением содержания циркония и температуры испытания образцов.
Электронная металлография показала, что частицы игольчатой фазы имели совершенную геометрическую форму прямоугольных пластин с малым соотношением толщины к ширине (рис. 5). Длина частиц превышала их толщину в 60-180 раз. В межосных участках иглы были в 1,5 раза короче, чем в осях дендри-тов. На длину и толщину пластин существенно влияло содержание циркония в сплаве, температура и длительность испытаний (табл. 6). Так, иглы,
выделившиеся при 815 °С, были примерно в 4 раза длиннее выделившихся при 730 °С. Увеличение концентрации циркония и напряжения (от 60 до 160 МПа) при испытании в идентичных условиях сопровождалось уменьшением размеров частиц и расстояния между ними. При содержании более 1,0 % Хг (1 = 815 °С) почти полностью подавлялось карбидное превращение и упрочнение матрицы осуществлялось только за счет выделения игольчатой фазы.
Установлено также, что нитриды циркония становились подложкой для образования множества частиц игольчатой фазы (рис. 6).
в
Рис. 5. Игольчатая фаза в сплаве ХН60ВТ, содержащем 1,39 % Хг, после испытаний на длительную прочность
Таблица 6 - Параметры игольчатой фазы в рабочей зоне образцов сплава ХН60ВТ после испытаний на длительную прочность
Zr, % T ^ исп? °С Размеры частиц ст-фазы
длина 11 толщина d Отношение l/d
мкм
0,39 730 ~7 0,09-0,10 70,0-77,7
815 22-35 0,12-0,20 175-183,3
1,39 730 6-9 0,10-0,12 60,0-75,0
815 18-30 0,15-0,23 120,0-130,0
1,94 730 6-8 0,0-0,12 60,0-66,7
815 20-30 0,15-0,25 120,0-133,0
1,97 730 6-8 0,10-0,13 0,0-61,1
815 20-30 0,15-0,25 120,0-133,0
2,98 730 6-8 0,10-0,13 60,0-61,5
815 15-20 0,16-0,25 80,0-93,8
Рис. 6. Нитрид циркония и игольчатая фаза в сплаве ХН60ВТ, содержащем 1,39 % гг, после выдержки более 1000 ч при 1 = 815 °С, х 7500
Повышение содержания циркония в сплаве и температуры испытаний от 730 до 815 °С, обуславливающие более интенсивное образование игольчатой фазы, приводило к заметному увеличению микротвердости металлической матрицы (рис. 7). Такой же эффект оказывала дендритная ликвация циркония в межосные участки, длительность испытаний при 730 и 815 °С, а также напряженное состояние (сравнение показателей рабочей зоны и головки образцов).
Насыщение металлической матрицы большим количеством мелкодисперсной игольчатой фазой, имеющей характерные признаки нитевидного кристалла,
HV
Рис. 7. Влияние содержания циркония на микротвердость осей дендритов сплава ХН60ВТ: 1 - после гомогенизации при 1180°С (воздух); 2, 3 - после испытания на длительную прочность при 730 и 815 °С соответственно
по существу, приводило к ее дисперсионному упрочнению, в итоге, к значительному увеличению длительной прочности сплава ХН60ВТ [7].
В формировании высокого качества жаропрочных никелевых сплавов важнейшая роль принадлежит структурному фактору, на который существенно влияют металлургические методы. К последним, в первую очередь, следует отнести оптимальное модифицирование сплавов. Высокая термодинамическая активность циркония к ряду металлов и неметаллов послужила основой его опробования для модифицирования жаропрочных никелевых сплавов.
Влияние модифицирования цирконием на структуру и свойства жаропрочных никелевых сплавов ЖС6У-ВИ и ЖС3 ДК-ВИ [8] изучали на литых образцах, полученных в керамических электрокорундовых формах на вакуумной установке УППФ-3М. В расплав вводили Zr-Ni-лигатуру (15 % Ni, 85 % Zr) в количестве от 0,05 до 0,45 % (по массе) циркония.
Анализ макроизломов термически обработанных ударных образцов (гомогенизация при 1210 °С - 4 ч, охлаждение на воздухе) после испытаний показал, что модифицирование сплавов ЖС6У-ВИ и ЖС3ДК-ВИ цирконием уменьшало количество хрупкой составляющей. С увеличением добавок циркония в сплавы уменьшалось расстояние между осями дендритов второго порядка (рис. 8), что указывало на заметное снижение размеров дендритной ячейки и, соответственно, дендритной ликвации. Уже при добавке в сплав ЖС6У-ВИ 0,05 % циркония происходило дробление ветвей эвтектических карбидов типа «китайские иероглифы» и их некоторая глобуляризация.
Травлением в реактиве Марбле (40 г CuSO4, 200 см3 HCl, 200 см3 Н2О) в межосных пространствах ден-дритов и на границах зерен выявлены выделения эвтектической (у - у' )-фазы, количество которой с повышением массовой доли циркония более 0,25 % увеличивалось, что приводило к огрублению структуры
/,, мкм
60
40
20
1
0 0, 05 0, 15 о,; >5 0,35 2г, %
Рис. 8. Зависимость расстояния между осями дендритов второго порядка 1д в сплавах ЖС6У-ВИ (1) и ЖС3ДК-ВИ (2) от содержания циркония
сплава. Вокруг выделений эвтектической ()-фазы в образцах с присадками 0,35 и 0,45 % Хг обнаружены округлые микропоры, которые по границам зерен объединялись в несплошности. Таким образом, введение в сплав более 0,35 % Хг вызывало образование зональных несплошностей и избыточных фаз по границам зерен.
Электронно-микроскопические исследования показали, что в исследуемых сплавах после гомогенизации
упрочняющая у' -фаза симметрична и имеет кубическую форму, образует блоки, состоящие из четырех частиц, и мелкодисперсна. Введение Хг не приводило к какому-либо существенному изменению морфологии и размеров интерметаллидной фазы.
Механическими испытаниями обоих сплавов при комнатной температуре установлено, что при добавке 0,25 % Хг и более прочностные и пластические характеристики удовлетворяли требованиям ОСТ 1.90.126-85, но уровень этих свойств был заметно ниже, чем у сплавов других вариантов модифицирования. Так как при добавке более 0,24 % Хг в сплавах по границам зерен усиливалось выделение избыточных фаз, появлялись микропоры и микротрещины, то для получения стабильно высоких механических свойств при комнатной температуре достаточно их модифицирование цирконием в количестве 0,05 .0,25 %.
Испытания на длительную прочность при t = 975 °С и ст = 230 МПа показали, что добавка в сплавы более 0,15 % Хг приводила к заметному снижению жаропрочности. Исследованиями микроструктуры образцов после испытаний на длительную прочность позволили выявить появление игольчатой фазы, которая более интенсивно выделялась с повышением содержания циркония, а также Сг, Мо и " В металле, модифицированном цирконием, игольчатые выделения имели длину до 15 мкм (рис. 9) и обеспечивали увеличение длительной прочности сплавов за счет их армирующего воздействия на металлическую матрицу.
В работе газотурбинных двигателей имеют место случаи резкого заброса температуры газового потока, в результате чего происходит существенный перегрев лопаток. Изучали влияние присадок Хг на структуру и
Рис. 9. Игольчатая фаза (ЫцХг) в никелевом сплаве с цирконием, х 7500
свойства сплава ЖС6У-И при термических перегревах образцов до температуры 1255 °С и выдержке 4 ч. При исследовании границ зерен установлено, что повышение температуры до 1255 °С способствовало формированию в стандартном сплаве ЖС6У-ВИ локальных участков, аналогичных «структурам оплавления», как в междендритных пространствах, так и по границам кристаллов. Добавка в сплав ЖС6У-ВИ 0,05 % Хг способствовала повышению его устойчивости к перегреву, вследствие чего наблюдали увеличение длительной прочности до значений, более чем в 2,0 раза превышающих значения длительной прочности сплава без присадок циркония.
Установлено, что сочетание высоких механических свойств сплавов ЖС6У-ВИ и ЖС3 ДК-ВИ при комнатной температуре и жаропрочности при стандартных нагрузках обеспечивается добавками 0,05 % Хг. Положительное влияние такой добавки циркония (0,05 %) можно объяснить тем, что на механические характеристики жаропрочных никелевых сплавов существенно влияет морфология карбидов. Карбиды в виде «китайских иероглифов» являются «надрезами», ухудшающими пластичность, поэтому их дробление и глобуляризация обуславливают повышение механических свойств. Мелкодисперсная интерметаллидная игольчатая фаза №5Хг, обладающая достаточной термической устойчивостью, заметно повышала жаропрочность сплавов.
Таким образом, оптимальное модифицирование и легированные цирконием жаропрочных никелевых сплавов позволяет заметно улучшить физико-механические и эксплуатационные характеристики литья для ГТД при одновременном снижении экономических затрат.
Перечень ссылок
1. Суперсплавы 11:Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных установок / Под ред. Сим-са Ч. Т., Столоффа Н. С., Хачеля У. К.: Пер. с англ., в 2-х книгах. Кн.1 / под ред. Шалина Р. Е. - М.: Металлургия. - 1995. - 384 с.
2. Структура и свойства никелевого сплава Х20Н80, легированного цирконием / В. В.Тарабин, Н. А.Лысенко, П. Д.Жеманюк, Э. И.Цивирко // Новi матерiали i техно-
логй в металургй та машинобудуванш- 2002. - № 1. - 6.
С. 25-28.
3. Тарабин В. В., Цивирко Э. И. Влияние структурных составляющих на механические и жаропрочные свойства сплава Х20Н80, легированного цирконием // Н^ ма-терiали i технологи в металургй та машинобудуванш. - 7. 2003. - № 1. - С.32-34.
4. Структура и свойства никелевых сплавов, легированных цирконием / В.В.Тарабин, Н.А.Лысенко, П.Д.Же-манюк, Э.И.Цивирко // Вестник двигателестроения. -
2002. - № 1. - С.165-168. 8.
5. Дослщження штерметалщно'' фази в сплавi Х20Н80 з цирконieм /.Орлов М.Р, Тарабш В.В., Цивiрко Е.1., Попова М.В. // Металознавство та обробка металiв. - 2003. -№ 4. - С.19-22.
Структура и свойства сплава Х20Н80, легированного цирконием / Н. А. Лысенко, П. Д. Жеманюк, В. А. Ду-шейко, В. В. Клочихин, Э. И. Цивирко // Металловедение и термическая обработка метал лов. - 2001. -№ 10. - С. 18-23.
Патент 39650А, Укра'на, 7С22С19/05. Жаромщний сплав на основi нжелю / Н. О. Лисенко, В. I. Гусев, П. Д. Жеманюк, В. О. Душейко, Е. I. Цивiрко, I. Д. Биков, В. Г. Клочихш, № 2000116704, заяв. 27.11.2000, опубл. 15.06.2001. Бюл. № 5.
Модифицирование цирконием литейных жаропрочных никелевых сплавов / В. В. Кудин, Н. А. Лысенко, Э. И. Цивирко, Б. В. Долгов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1998. - № 3. - С. 14-17.
0держано17.05.2007.
Легування ткелевих cmaeie 2-3 % (мас.) цирконЮ створюе в них дисперсну голчасту фазу Ni5Zr, яка суттево змiцнюючи металеву матрицю, забезпечуе помiтне покращення фiзико-механiчних i експлуатацшних характеристик вiдповiдального авiацiйного литва. Модиф^вання жаромщних нiкелевих сплавiв цирконiем (0,05-0,25 % мас.) полiпшуе структуру карбiдiв, подрiбнюе макро- та мжро зерно, тдвищуе мiкротвердiсть металево'1 матрицi та помiтно тдвищуе жаромiцнiсть литих деталей ГТД.
Nickel alloys including 2-3 % (mass) of zirconium alloying creates a dispersed needle phase Ni5Zr. The phase essentially strengthens the metal matrix and hence leads to noticeable improvement of physico-mechanical and operational characteristics of responsible aircraft founding. Modification of heat-resistant nickel alloys with zirconium (0.05-0.25 % mass) improves the structure of carbides, grinds macro- and micrograins, increases microhardness of metal matrix and essentially increases high temperature strength of cast GTE parts.
УДК 621.74.045:620.179
Канд. техн. наук В. В. Наумик Национальный технический университет, г. Запорожье
КОНТРОЛЬ ТЕПЛОФИЗИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ЖИДКОМЕТАЛЛИЧЕСКОГО КРИСТАЛЛИЗАТОРА ПО КОЭФФИЦИЕНТУ ОТРАЖЕНИЯ
Разработан метод контроля теплофизических свойств жидкометаллического кристаллизатора в процессе его эксплуатации по изменению отражательной способности образцов алюминия, отобранных после определённого количества проведенных плавок.
В настоящее время для получения литых деталей силовых установок в авиационном и энергетическом машиностроении широко применяется метод высокоскоростной направленной кристаллизации. При этом жаропрочный сплав в вакууме расплавляют и заливают в керамические формы, которые затем погружают в ванну жидкометаллического кристаллизатора, для обеспечения высоких градиентов температур, определяющих формирование направленной макроструктуры отливок.
К расплавам металлов, используемым в качестве жидкометаллического кристаллизатора, предъявляет© В. В. Наумик, 2007
ся ряд специальных требований [1]. В производственных условиях среди таких металлов наиболее широкое распространение получил алюминий.
Алюминий, среди аналогичных металлов, отличается относительно невысокой ценой и безвредностью для жаропрочных сплавов в случае попадания в него. Однако при этом расплав алюминия обладает высокой химической активностью по отношению к материалу литейной формы и ванны, в которой он находится. Как правило, ванны применяют чугунные с обмазкой на основе кремнезема.
Изучали качественные показатели образцов алю-
