CC BY
29
УДК 621.79:620.181.4 Ю. О. ФИЛИППОВ
йО!: 10.25206/1813-8225-2020-173-35-39
Е. Н. ЕРЕМИН Д. Л. СЕДЫХ О. В. КРОПОТИН
Омский государственный технический университет, г. Омск
ОСОБЕННОСТИ СТРОЕНИЯ НИКЕЛЕВОГО СПЛЛВЛ; УСЛОВИЯ КРИСТЛЛЛИЗЛЦИИ И ВЫДЕЛЕНИЯ ОСНОВНЫХ И ИЗБЫТОЧНЫХ ФЛЗ ПРИ МОДИФИЦИРОВЛНИИ_
В работе методами термического анализа установлено влияние модификации жаропрочных сплавов на основе никеля на кинетику кристаллизации сплавов. Такое воздействие выражается в повышении температуры солидуса и, как следствие, сужении интервала кристаллизации сплава, увеличении скорости роста твердого раствора и изменении температуры выделения эвтектических и упрочняющих фаз. В результате применение модифицирования тугоплавкими частицами позволяет оказывать дополнительное воздействие на структуру и свойства сплавов на основе никеля без дополнительной термической обработки.
Ключевые слова: жаропрочные сплавы, модифицирование тугоплавкими частицами, твердый раствор, эвтектика, кристаллизация.
Работа выполнена при финансовой поддержке Российского научного фонда, грант 17-19-01224.
Жаропрочные сплавы никеля являются слож- и располагаются между осями дендрита, что вызы-
ными многокомпонентными гетерофазными систе- вает особую морфологию их в форме под названи-
мами. Создание оптимальной структуры для этого ем «китайский шрифт» [3].
сплава является важным условием получения тре- Как правило, при кристаллизации жидкого ме-
буемых свойств и обеспечения высокой работоспо- талла образуются карбиды типа МС. Все у' — обра-
собности материала. зующие элементы Nb, Ш, Ta, Zr, V и т. д.) могут
Структура никелевых жаропрочных сплавов со- образовывать карбиды типа МС, имеющие широ-
стоит из у-фазы, которая является твердым раство- кую зону взаиморастворения. МС-карбиды имеют
ром на основе никеля, и у'-фазы, которая является округлую форму, если температура их образования
твердым раствором на основе №3А1 — интерметал- достаточно высокая (значительно выше температу-
лического соединения [1]. ры солидуса) — например, карбиды типа с ^Ь, Ш,
Основным упрочнителем является у'-фаза, так или если карбиды этого типа образуются в твер-
как ее частицы в условиях высокотемпературной дом состоянии на границе и внутри зерна [3].
ползучести мешают скольжению и переползанию Карбиды МС являются наиболее прочными
дислокаций. Размеры и распределение вторичных и достаточно устойчивыми фазами. При карбидных
частиц максимально влияют на значения предела реакциях в сплавах они являются основным источ-
текучести у'-фазы и длительную прочность или пол- ником углерода, поскольку богаты этим элементом
зучесть [2]. по сравнению с другими карбидами. Они стабиль-
Ее основная часть образуется при разложе- ны примерно до 1300 °С [4]. Карбиды МС распо-
нии пересыщенного у-твердого раствора. Уникаль- лагаются по границам зерен и внутри них, часто
ность соединения №3А1 заключается в том, что в междендритовых пространствах. Атомы различ-
он способен растворить все переходные элементы ных металлов могут замещать друг друга, образуя,
в различных сочетаниях с сохранением некоторого например, (^^^С. В реальных сплавах в состав
порядка до температуры растворения [1]. карбидов МС входят W и Мо, а также в небольших
Немаловажную роль в упрочнении никелевых количествах № и Сг. При этом сила связи в кар-
жаропрочных сплавов играют карбиды. Большин- бидах типа МС ослабляется и могут быть реакции
ство из них образуются в расплаве при темпера- разложения, приводящие к образованию карбидов
турах, приближенных к температуре солидуса, другого вида. Ниобий и тантал способствуют ста-
о
го >
химический состав исследуемого сплава
Таблица 1
Сплав Содержание элементов, %
C Cr Co W Mo Ti Nb Al Si S P Mn Fe Ni
Х10Н60К10В10Ю5Т3М2Б 0,19 о aî 10,1 10,1 ю сч F*- 0,18 0,005 0,006 0,21 0,18 основа
билизации карбидов типа МС в качестве мощных карбидообразователей [3].
С повышением уровня легирования сплавов состав карбидов усложняется и изменяется форма. Например, в высоколегированном сплаве ЖС6 — Ф наблюдаются 3 вида морфологии карбидов типа МС: МС(1) на основе (П, ЫЪ)С и МС(2) на основе (ЫЪ, И!, Т1)С — «китайские иероглифы», а также ограненные МС(1) на основе (Т1, ЫЪ)С. Все эти карбиды являются исходными, при этом температура образования ограненных карбидов — 1340 — 1360 °С), а «китайских иероглифов» — 1280 — 1340 °С.
Наиболее распространенным методом воздействия на структуру сплавов на основе никеля (на величину зерна, величину блоков, величину и количество дисперсных фаз, характер их распределения) является термическая обработка, которая также формирует состояние границ зерен и формирует выделение упрочняющих фаз, что значительно повышает свойства жаропрочных материалов. Для повышения характеристик прочности и обеспечения достаточного запаса пластичности сплавы никеля закаляются иногда два раза от различных температур. Первая закалка способствует гомогенизации структуры, растворению у'-фазы и карбида. Температура закалки повышается с увеличением количества легирующих элементов в сплаве, увеличивающих число упрочняющей у'-фазы. После такой обработки сплав состоит в основном из у-матрицы, первичных карбидов МеС и в небольших количествах у'-фазы в сложных легированных сплавах, образующихся в процессе охлаждения в воздухе. Вторая закалка проводится при температурах от 1040—1100 °С. В результате нагрева происходит повторное растворение у'-фазы и ее выделение при охлаждении в более дисперсном виде. Кроме того, вторичный нагрев и охлаждение способствует образованию и морфологии карбидных фаз благоприятного типа. В частности, вторичный нагрев способствует уничтожению целой пленки карбидов типа Ме23С6 по границам зерна и появлению карбидов типа МеС или Ме6С3 зернистой формы. При высоких температурах (обычно выше рабочей температуры) старение проводят для разделения у'-фазы и стабилизации структуры сплава, а для дополнительного выделения мелкодисперсной у'-фазы полное низкотемпературное старение [5]. При закалке жаропрочных никелевых сплавов продолжительность обжига выбирается с учетом уравнивания однородности химического состава, в том числе для растворения избыточных фаз, а также в зависимости от динамики процессов рекристаллизации. Увеличение времени отжига приводит к снижению уровня и стабильности свойств, в том числе и при обработке в двухфазной области [6]. Однако применение термической обработки, возможно, будет
затруднено в зависимости от объема и габаритов заготовок. Кроме того, во избежание выгорания легирующих элементов (Cr, Ti, А! и В) проводят термическую обработку либо в нейтральной (аргон, гелий) или в защитной атмосфере или вакууме.
Другим наиболее перспективным способом воздействия на структуру сплавов никеля является микролегирование комплексными примесями частиц тугоплавких соединений. Однако влияние такого модифицирования на процессы кристаллизации и выделения избыточных фаз не изучено.
Целью данной работы является изучение и анализ кинетики кристаллизации сплавов, содержащих комплексный модификатор и без него. Это позволит определить влияние модифицирования на изменение структуры расплава, условий кристаллизации и выделения основной и избыточной фаз.
В качестве объекта исследований был взят сплав Х10Н60К10В10Ю5Т3М2Б. Его химический состав приведен в табл. 1.
В результате ранее проведенных исследований [7, 8] установлено, что для сплава Х10Н60К10В10Ю5Т3М2Б лучшие результаты показало применение комплексного модификатора, состоящего из частиц-инокуляторов и активирующих добавок. При этом в качестве инокуляторов использовался порошок TiCN, который предварительно обрабатывался для повышения дисперсности, а в качестве активирующих добавок использовались титан и иттрий. Соотношение компонентов составляло 1:10:1.
Для исследования фазовых превращений в сплаве Х10Н60К10В10Ю5Т3М2Б при высоких температурах использовался метод калориметрии с дифференциальным сканированием (ДСК) на приборе STA 409 РС и методы дифференциальной термогравиметрии (DTG) на синхронном термическом анализе STA 449 C Jupiter фирмы «NETZSCH». Исследовались образцы с модифицирующими добавками и без них весом 0,027 г и 0,034 г соответственно в среде аргона высшего сорта.
Метод исследования основан на фиксировании датчиками изменений массовых характеристик образца при появлении и росте переходного слоя на инокуляторах в процессе кристаллизации. Кроме того, как при нагреве и плавлении, так и при кристаллизации сплава в момент фазового преобразования происходят выделения или поглощения энергии. Они отображаются на кривой нагрева или на кривой охлаждения в виде переломов [9—11].
На рис. 1 представлены кривые ДСК для немо-дифицированного сплава, полученные при нагреве (кривая 1) и охлаждении (кривая 2).
Анализ кривых ДСК в сравнении с данными микроскопического исследования позволяет объяснить фазовое преобразование в исследуемом сплаве следующим образом.
Рис. 1. ДСК-кривые немодифицированного сплава
Рис. 2. ДСк-кривые модифицированного сплава
В процессе нагрева в сплаве без модифицирующих добавок в интервале температур -800 — 1090 °C проявляются переломы, свидетельствующие о тепловых эффектах при растворении у'-фазы в у-твердом растворе. Верхняя точка указанного интервала именуется температурой полного растворения у'-фазы Тпр. Растворение у'-фазы с увеличением температуры нагрева сопровождается повышением интенсивности фазового превращения.
На рис. 2 приведены кривые ДСК для сплава с модифицирующими добавками, полученные при нагреве (кривая 1) и охлаждении (кривая 2).
Из рисунка видно, что при нагреве температура полного растворения в сплаве с добавками повышается до -1200 °С. При этом интенсивность процесса не превышает 0,2 мВт/мг, т.е. превращение происходит относительно равномерно.
После этого в немодифицированном сплаве при -1160 °С фиксируется тепловые эффекты, связанные с плавлением эвтектической фазы в междендритных областях. Эта температура называется температурой неравновесного солидуса. В модифицированном сплаве такое действие начинается при -1250 °С, а пик соответствует температуре 1320,1 °С.
Расплавление у-твердого раствора матрицы немодифицированного сплава начинается при температуре TS = 1285 °С (температура солидуса) и заканчивается при температуре TL =1346,4 °С (температура ликидуса). Модифицирование сплава тугоплавкими частицами способствует повышению тем-
пературы солидуса и ликвидуса в сплаве. Эти точки соответствуют на кривой ДСК 1350 °С и 1361 °С.
Анализ кривых охлаждения ДСК показывает, что в немодифицированном сплаве с температурой начала кристаллизации от 1367,7 °С до температуры 1353,7 °С, сначала кристаллизуется у-твердый раствор из расплава. В то же время рост дендритов, сопровождающийся экзотермическим эффектом [12]. Дальнейшее охлаждение приводит к выделению карбидов и эвтектической фазы в сформированных междендритных областях, что характеризуется на кривой ДСК тепловым эффектом превращения при температуре - 1325 °С. В модифицированном сплаве кристаллизация у-твердого раствора начинается практически при одинаковой температуре (1368,4 °С) с немодифицированным, однако скорость кристаллизации значительно выше и процесс заканчивается при 1364,4 °С. Начало выделения карбидов и эвтектики происходит на 11 °С раньше, чем в немодифицированном сплаве, а окончание этого процесса характеризуется тепловым эффектом при -1320 °С, что соответствует сплаву без модифицирования. В результате формируется дисперсная эвтектика и карбиды глобулярного типа (рис. 3).
Модифицирование жаропрочного никелевого сплава приводит к снижению температуры начала выделения упрочняющей у'-фазы. В сплаве с добавками она составляет 1313,6 °С, тогда как в сплаве без добавок это происходит при 1317,9 °С. Температура же окончания кристаллизационных превращений в модифицированном сплаве по сравнению
о
го >
а) б)
Рис. 3. Морфология эвтектики и карбидов в сплаве: немодифицированном (а) и модифицированном (б)
Рис. 4. ДТГ-кривые сплава: 1 — модифицированного; 2 — немодифицированного
а) б)
Рис. 5. Упрочняющая у'-фаза (х17000) в сплаве: а) немодифицированном; б) модифицированном
с немодифицированным, наоборот, повышается и составляет 1265 °С против 1246 °С соответственно.
На рис. 4 показаны кривые, полученные методом дифференциальной термогравиметрии, показывающие скорость изменения массы образца при нагреве. Видно, что в диапазоне температур рас-
творения у'-фазы в немодифицированном сплаве скорость резко возрастает, а в модифицированном сплаве таких прыжков не наблюдается. Это связано с большой дисперсностью и плотностью у'-фазы в модифицированном сплаве по сравнению с немо-дифицированным (рис. 5).
Таким образом, совокупность выделений у'-фазы от наноразмерного уровня до 7 мкм, получаемых при введении смесей тугоплавких соединений, позволяет не применять закалку из двухфазной зоны, которая в настоящее время используется для значительного количества отечественных и зарубежных жаропрочных сплавов на основе никеля. При этом обеспечивается комплекс высокой прочности, термостойкости и сопротивления малоцикловой усталости.
Проведенные исследования показали, что микролегирование исследуемого жаропрочного суперсплава на основе никеля комплексными добавками существенно изменяет не только структурный состав сплава, но и влияет на условия выделения основной и избыточной фаз в процессе кристаллизации. В модифицированном сплаве из-за повышения температуры солидуса наблюдается сужение интервала кристаллизации структурных составляющих сплава. Кроме того, в начале процесса кристаллизации скорость роста твердого раствора в модифицированном сплаве значительно выше. Также повышаются и температуры разделения эвтектических и упрочняющих фаз.
Выявлены следующие особенности кристаллизации:
— у-твердый раствор в модифицированном сплаве по сравнению с немодифицированным в начале кристаллизации выделяется быстрее;
— интервал кристаллизации основных фазовых составляющих сплава в модифицированном сплаве меньше, чем в немодифицированном, и составляет всего 18 °С;
— в сплаве с микролегирующими добавками карбиды МеС выделяются в стартовой фазе кристаллизации, а не в финальной, как это происходит в сплаве без добавок;
— упрочняющая у'-фаза в результате модифицирования кристаллизуется при более низкой температуре.
Таким образом, применение модифицирования тугоплавкими частицами позволяет оказывать дополнительное воздействие на структуру и свойства сплавов на основе никеля без термической обработки.
Библиографический список
1. Каблов Е. Н., Голубовский Е. Р. Жаропрочность никелевых сплавов. М.: Машиностроение, 1998. 463 с. ISBN 5-21702883-1.
2. Летников М. Н., Ломберг Б. С., Оспенникова О. Г. [и др.] Влияние скорости охлаждения при закалке на микроструктуру и свойства жаропрочного деформируемого никелевого сплава ВЖ175 —ИД // Авиационные материалы и технологии. 2019. № 2 (55). С. 21-30. DOI: 10.18577/2071-91402019-0-2-21-30.
3. Каблов Е. Н. Литые лопатки газотурбинных двигателей: сплавы, технология, покрытия. М.: МИСИС, 2001. 631 с. ISBN 5-87623-080-4.
4. Пигрова Г. Д., Рыбников А. И. Карбидные фазы в сплаве ЖС-32 // Металловедение и термическая обработка металлов. 2013. № 12 (702). С. 21-23.
5. Petronic S., Milosavljevic A. Heat Treatment Effect on Multicomponent Nickel Alloys Structure // FME Transactions. 2007. Vol. 35, no. 4. P. 189-193.
6. Овсепян С. В., Ломберг Б. С., Бакрадзе М. М. [и др.] Термическая обработка деформируемых жаропрочных ни-
келевых сплавов для дисков ГТД // Вестник МГТУ им. Н. Э. Баумана. Сер. «Машиностроение». 2011. Vol. S. 2. С. 122-130.
7. Еремин Е. Н., Филиппов Ю. О., Миннеханов Г. Н. [и др.] Исследование структурных изменений в модифицированном жаропрочном никелевом сплаве // Омский научный вестник. 2011. № 3 (103). С. 65-70.
8. Еремин Е. Н., Филиппов Ю. О., Еремин А. Е. [и др.] Изменения упрочняющей у'-фазы в жаропрочном сплаве при его модифицировании // Омский научный вестник. 2014. № 1 (127). С. 58-62.
9. Монастырский В. П. Особенности интерпретации термической кривой при ДТА и ДСК никелевых жаропрочных сплавов // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2011. Т. 77, № 8. С. 23-29.
10. Borttinger W. J., Kattner U. R., Moon K.-W. [et al.]. DTA and heat-flux DSC measurement of alloy melting and freezing // NIST. 2006. DOI: 10.1016/B978-008044629-5/50005-7.
11. Dong H. B., Hunt J. D. A numerical model for a heat flux DSC: determining heat transfer coefficient within a DSC // Materials Science and Engineering: A. 2005. Vol. 413-414. P. 470-473. DOI: 10.1016/j.msea.2005.09.023.
12. D'Souza N., Lekstrom M., Dai H.J. [et al.] Quantitative characterization of last stage solidification in nickel base superalloy using enthalpy based method // Mater. Sci. Technol. 2007. Vol. 23, no. 9. P. 1085-1092.
ФИЛИППОВ Юрий Олегович, кандидат технических наук, доцент кафедры «Машиностроение и материаловедение», секция «Оборудование и технология сварочного производства». SPIN-код: 4766-1795 AuthorlD (РИНЦ): 175491
ЕРЕМИН Евгений Николаевич, доктор технических наук, профессор (Россия), заведующий кафедрой «Машиностроение и материаловедение», декан машиностроительного института. SPIN-код: 2894-2461 AuthorID (РИНЦ): 175269 ORCID: 0000-0001-7357-8194 AuthorID (SCOPUS): 6603904601 ResearcherID: J-4245-2013
СЕДЫХ Дарья Александровна, кандидат технических наук, доцент кафедры «Машиностроение и материаловедение», cекция «Материаловедение и технология конструкционных материалов». SPIN-код: 6709-8398 AuthorID (РИНЦ): 762301 ORCID: 0000-0001-5535-0663 AuthorID (SCOPUS): 56909925300 КРОПОТИН Олег Витальевич, доктор технических наук, доцент (Россия), профессор кафедры «Физика».
SPIN-код: 4218-4900
AuthorID (РИНЦ): 118225
Адрес для переписки: weld_techn@mail.ru
Для цитирования
Филиппов Ю. О., Еремин Е. Н., Седых Д. А., Кропотин О. В. Особенности строения никелевого сплава; условия кристаллизации и выделения основных и избыточных фаз при модифицировании // Омский научный вестник. 2020. № 5 (173). С. 35-39. DOI: 10.25206/1813-8225-2020-173-35-39.
Статья поступила в редакцию 04.09.2020 г. © Ю. О. Филиппов, Е. Н. Еремин, Д. А. Седых, О. В. Кропотин
о
го >
