CC BY
70
УДК 669.01:669.018.4
DOI: 10.24412/0321-4664-2021-4-60-71
ОСОБЕННОСТИ ЖАРОПРОЧНОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ ХРОМА И ОБЛАСТЬ ЕГО ПРИМЕНЕНИЯ
Виктор Николаевич Бутрим1, докт. техн. наук, Анатолий Матвеевич Адаскин2
1АО «Композит», Королев, Московская область, Россия, vbutrim@kompozit-mv.ru 2 МГТУ СТАНКИН, Москва, Россия, tolia.home@list.ru
Аннотация. Исследовали свойства жаропрочного и жаростойкого сплава на основе хрома при кратковременных и длительных испытаниях. Установлены более высокие жаростойкость и сопротивление термической усталости по сравнению со сплавами на основе тугоплавких металлов и никеля. Определена область применения.
Ключевые слова: сплав на основе хрома, кратковременная прочность, длительная прочность, жаростойкость, термическая усталость
Features of a Cr-Based Heat-Resistant Alloy and the Scope of its Application. Dr. of Sci. (Eng.) Victor N. Butrim 1, Anatoliy М. Adaskin2
JSC «Kompozit», Korolev, Moscow region, Russia, vbutrim@kompozit-mv.ru
2 Moscow State University of Technology «STANKIN», Moscow, Russia, tolia.home@list.ru
Abstract. The properties of a heat-resistant Cr-based alloy were investigated during short-term and long-term tests. Higher heat resistance and thermal fatigue resistance were revealed as compared with alloys based on refractory metals and nickel. The area of application is determined.
Key words: Cr-based alloy, short-term strength, long-term strength, heat resistance, thermal fatigue
Уникальной особенностью сплавов на основе хрома, в отличие от сплавов на основе тугоплавких металлов (ЫЬ, Та, Мо и W), является сочетание жаропрочности и жаростойкости на воздухе до температур 1200-1300 °С и коррозионной стойкости в агрессивных средах [1, 2].
Интенсивные работы по разработке и исследованию жаропрочных и жаростойких сплавов на основе хрома, а также технологии изготовления полуфабрикатов из них проводились в 1950-1970-х гг. [3-10], однако эти сплавы не нашли широкого применения из-за их низкотемпературной хрупкости. В этой связи особое место в ряду конструкционных и функциональных сплавов на основе хрома занимают хромоникелевые сплавы с содержанием от 35 до 50 % мас. Ы (ХН50ВМТЮБ, ВХ4Ш, Х65НВФТ), нашедшие применение для изготовления ответственных деталей авиаци-
онной и космической техники, где требуется высокая стойкость к газовой коррозии и сопротивляемость износу в широком диапазоне температур [2, 11]. Ограниченное содержание никеля (31-33 % мас.) в сплаве Х65НВФТ способствует образованию минимального количества эвтектики в структуре, это наряду с усовершенствованием металлургических технологий (высокая чистота сплава по газовым и металлическим примесям, неметаллическим включениям) позволило освоить производство прутков 0 15-60 мм, обладающих удовлетворительной технологической пластичностью и более высокими механическими характеристиками, чем у сплавов ВХ1, ВХ2, ВХ4А аналогичного назначения [1, 12-14].
В работах [15, 16] определены механические свойства прутков из сплава Х65НВФТ при кратковременных испытаниях на растяжение
в условиях различных температур. Однако нет сравнения этих результатов со свойствами жаропрочных сплавов на основе никеля и тугоплавких металлов (Nb, Ta, Mo, W). В работах не исследованы длительная прочность, термическая усталость и жаростойкость сплава Х65НВФТ и, соответственно, не сопоставлены эти свойства сплава на основе хрома и указанных жаропрочных сплавов.
Цель работы - анализ влияния термической обработки на структуру и свойства сплава Х65НВФТ; сравнительный анализ свойств сплава на основе хрома и жаропрочных сплавов на основе никеля и тугоплавких металлов при кратковременных и длительных испытаниях; обоснование области рационального применения этого сплава.
Материал и методы исследования
Состав исследованных сплавов приведен в табл.1.
Прутки из сплава Х65НВФТ 0 18-28 мм прессовали из обточенного слитка 0 100 мм при 1000-1200 °C со степенью деформации е = = 91-78 % и скоростью деформации 10-2 -10-3 с-1 [13]. Для сравнительных исследований использовали прутки 0 20 мм промышленного производства из сплавов ЧС57, ХН77ТЮР и стали ЭП750.
Термическую обработку образцов проводили в воздушных лабораторных печах СНОЛ 400/12-ВП и ПЛ10/16.
Микроструктуру изучали на инвертированном металлографическом микроскопе GX-51 (Olympus, Япония). Пробоподготовку образцов проводили на оборудовании фирмы Struers (Дания). Рентгеновский фазовый анализ (РФА) - на дифрактометре ДРОН-3 (CoKa-
излучение). Определяли межплоскостные расстояния d и вычисляли периоды решетки a по соотношению для кубической решетки:
d =
4h 2 + k2 +12
где h, k, l - индексы плоскостей.
Полуколичественный анализ использовали для определения соотношения фаз сравнением интенсивности линий.
Твердость по Роквеллу (HRC) определяли на твердомере Instron Wilson Hardness 574 (США), микротвердость по Виккерсу - на микротвердомере Duramin Shimadzu (Япония).
Испытания на растяжение стандартных образцов по ГОСТ 1497-84 тип проводили на испытательной машине RMC100 (Schenck Trebel, США). Количество образцов на точку - пять.
Испытания на длительную прочность по ГОСТ 10145-81 и на ползучесть по ГОСТ 3248-81 выполняли на испытательных машинах АИМА-2 при а = 100 и 140 МПа и температуре 800 °C.
Жаростойкость оценивали удельной величиной привеса, равного отношению привеса образца Dm (в г) к площади его поверхности S (в м2). Окисление проводили на воздухе при 1100 °C с определением привеса через 12, 24 и 36 ч. Взвешивание выполняли на аналитических весах Vibra HRT-80CE (Shinko Denshi, Япония) с погрешностью ±0,1 мг.
Результаты исследования и их обсуждение
Структура и свойства сплава в состоянии поставки. В состоянии поставки (отжиг при 900 °C, 16 ч, после горячей пластической деформации) структура сплава Х65НВФТ
a
Таблица 1 Химический состав (% мас.) сплавов Х65НВФТ, ЧС570, ХН77ТЮР и стали ЭП750
Сплав Cr Ni Fe Mn W V Ti Zr Al
Х65НВФТ Основа 33 До 0,5 - 2 0,25 0,15
ХН55МВЦ (ЧС57) 19 Основа 22 1,5 2,5 0,1
07Х25Н16АГ6Ф (ЭП750) 26,5 16 Основа 8 - 0,3
ХН77ТЮР 20 Основа - - - - 2,5 - 0,8
Сг, % мае.
О 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100
и
1 1 1 1 1 863^,
-145 5° Ж
__; 345° ~ 68 (Сг)
- 50"
(N0 / \
/
Сг / 590°
N
1700 1500 1300 1100 н 900 700 500
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100
№ Сг, % ат. Сг
Рис. 1. Диаграмма состояния №-Сг [7].
Выделен модельный сплав, соответствующий сплаву Х65НВФТ
двухфазная - это твердые растворы никеля в хроме (а-фаза, решетка ОЦК) и хрома в никеле (у-фаза, решетка ГЦК) в соответствии с диаграммой состояния Ы1-0г (рис. 1).
Сплав состава 70 % 0г-30 % N является модельным. Количественное соотношение а- и у-фаз в этом сплаве (определяли по диаграмме состояния Ы1-0г) и сложнолегиро-ванном сплаве Х65НВФТ (определяли РФА) одинаково при всех температурах [17]. Это позволяет использовать диаграмму состояния Ы1-0г для прогнозирования и обсуждения превращений в реальном сплаве Х65НВФТ.
В структуре сплава в состоянии поставки зерна у-фазы располагаются в виде прослоек сечением 3-8 мкм по границам а-фазы размером 20-30 мкм, а также в виде дисперсных выделений размером 0,5-1 мкм внутри а-фазы либо образуют собственные колонии (они обнаруживаются в поперечном шлифе после
Таблица 2 Механические свойства сплава Х65НВФТ в состоянии поставки в зависимости от температуры испытаний
Температура, °0 ав, МПа а0,2, МПа 8, % Т, %
20 1100 850 16 29
500 880 670 21 30
800 530 290 24 36
900 374 350 24 44
1050 125 87 48 87
1088 92 83 158 95
1100 69 64 149 98
Рис. 2. Структура сплава Х65НВФТ в состоянии поставки:
а - продольный шлиф; б - поперечный шлиф (микротвердость измерена с нагрузкой 10 гс)
провоцирующей термической обработки - закалка с 1150 °0, рис. 2, б). В продольном направлении зерна обеих фаз имеют вытянутую форму вдоль направления горячей пластической деформации (рис. 2, а).
Такая структура позволяет получить достаточно высокий уровень механических характеристик сплава на основе хрома в интервале температур 20-900 °0, требуемый уровень пластических свойств при 20 °0 и возможность достижения сверхпластичного состояния при 1080-1100 °0 (табл. 2). Твердость сплава в состоянии поставки (нагрузка 2 кгс - 19,6 Н) 347HV (-35 НР0) (при измерениях с малыми нагрузками значения микротвердости могут быть заметно выше макротвердости [19], см. рис. 2).
Превращения при закалке. Закалка с охлаждением и в масле, и на воздухе фиксирует высокотемпературное состояние сплава. Фазовые превращения при нагреве вызваны увеличением растворимости в а-фазе никеля от десятых долей до ~ 35 % и уменьшением количества у-фазы вплоть до ее полного растворения (см. рис. 1, табл. 3). При нагреве ниже температуры сольвуса (1245 °0) структура сплава Х65НВФТ двухфазная (а + у), выше (в интервале 1245-1355 °0) - однофазная, это а-твердый раствор никеля в хроме (см. рис. 1).
у-фаза (440±13 НУ)
а-фаза (561±33 НУ)
у-фаза в зернах а-фаза
100
в
и =
К
50 -
7(111)
а(110)
7(002)
40
50
60
а(002) 7(202) _ л
90
«(112) 7(Ш)
70 80 20,град а
100
110
100
а(110)
<х(002)
А
а(112)
А
60 70 80 90 100 110 20,град б
Рис. 3. Рентгенограммы сплава Х65НВФТ:
а - после отжига (структура а + у); б - после закалки от 1250 °С (структура а)
При закалке из двухфазной области (неполная закалка, температура нагрева ниже критической точки) сплав получает двухфазную структуру - пересыщенный а-твердый раствор и не растворившуюся при нагреве у-фазу.
Закалка из однофазного интервала (12451355 °С) должна обеспечить однофазную структуру закаленного сплава. Однако это достигается не всегда. После закалки с 1250 °С сплав имеет однофазную структуру по результатам РФА (рис. 3) и измерениям твердости (табл. 3) пересыщенного а-твердого раствора никеля в хроме с концентрацией никеля больше равновесной на ~ 28 %. Структура крупнозернистая, зерна имеют полигональную форму с высокоугловой границей 120° и условным диаметром 500-700 мкм (рис. 4, а).
Однако повышение температуры нагрева под закалку до 1300 °С приводит к образованию в структуре закаленного сплава выделений у-фазы по границам зерна (рис. 4, б), т. е. такой нагрев не позволяет получить однофазную структуру, кроме того, способствует росту зерна (совпадает с результатами [9]). Пред-
положительно, это связано с замедлением охлаждения при закалке из-за большого градиента между температурой нагрева под закалку и температурой охлаждающей среды.
Закалка сплава Х65НВФТ обеспечивает сильное упрочнение. В результате закалки с 1250 °С твердость сплава повышается с 34 (состояние поставки) до 60,5 ИКС за счет повышения концентрации никеля в а-фазе1. Это совпадает с результатами работы [9]. Дальнейший нагрев (до 1300 °С) не повышает концентрации никеля в а-фазе, поэтому твердость сплава не увеличивается (см. табл. 3).
Таблица 3 Влияние температуры закалки на твердость, количество у-фазы, период кристаллической решетки а фаз сплава Х65НВФТ (в скобках индексы плоскостей определения межплоскостных расстояний С)2
Температура закалки, °С Твердость ИКС Количество у-фазы, % Период решетки а, А (в скобках индексы плоскостей И, к, 1)
а-фаза ОЦК (110) у-фаза ГЦК (111)
Без закалки 34 47 2,891 3,595
(отжиг)
1000 45 45 2,891 3,591
1050 48 -
1100 53 40
1150 57 33 2,895 3,598
1200 58 5
1250 60,5 0 2,895
1300 60,5 - 2,895
1Рост твёрдости закалённого сплава по сравнению с отожжённым объясняется не только повышением концентрации никеля в а-фазе, но, главным образом, изменением фазового состава сплава (Примечание рецензента).
2Приведенные в табл. 3 значения периодов решётки а-фазы, определённые по линии (110) (29 = 52°), и у-фазы, определённые по линии (111) (29 = 51 °) не вполне корректны. По известной формуле ошибка Да = айд9Д9 при Д9 = ±0,1°, а = 4,96 А Да = ±0,025 А. Различия в величине периодов решётки а- и у-фаз в табл. 3 намного меньше этой величины. Поэтому обсуждение этих различий на с. 64 вряд ли имеет смысл. Для определения периода решётки с высокой точностью нужно использовать линии с 29 > 140° (Примечание рецензента).
а б
Рис. 4. Структура сплава Х65НВФТ. Закалка от 1250 (а) и 1300 °C (б)
Упрочнение сплава при закалке осуществляется за счет почти двукратного повышения твердости а-фазы, тогда как твердость у-фазы остается практически неизменной (табл. 4), это связано с неодинаковой взаимной растворимостью компонентов: малой никеля в хроме (а-фаза) ~ 2 % и высокой хрома в никеле (у-фаза) ~ 40 % (при 500 °С - область построенной диаграммы состояния, см. рис. 1).
При высокой растворимости компонента в матрице (хрома в никеле: у-фаза) кристаллическая решетка при образовании твердых растворов меняется мало, т.е. искажения решетки и упрочняющий эффект при этом незначительны. И, напротив, элементы с малой растворимостью (никеля в хроме: а-фаза), переходя в твердый раствор при нагреве, значительно искажают кристаллическую решетку растворителя, это определяет его более эффективное упрочнение [20].
Характерно, что периоды решетки при закалке практически не изменяются (разница,
Таблица 4
Микротвердость (HV0,001)
a- и g-фаз сплава Х65НВФТ
Термическая обработка a Y
Состояние поставки 561 ± 33 440 ± 13
Закалка 1150 °C* 977±112 413 ± 14
* Закалка выполнена для получения двухфаз-
ной структуры, сохранения у-фазы.
как правило, в третьем знаке после запятой, см. табл. 3) не только у-фазы (ее свойства не меняются в результате закалки), но и а-фазы, твердость которой возрастает очень сильно. Очевидно, это связано малыми различиями атомных радиусов (~3 %) хрома и никеля (0,128 и 0,124 нм [21]). Вместе с тем наблюдается заметное уширение линий (110), (002) и (112) а-фазы закаленного сплава (см. рис. 3). Это свидетельствует об упругом искажении кристаллической решетки пересыщенного твердого раствора, образовавшегося при растворении в а-фазе большого количество никеля. Заметного уширения линий у-фазы не наблюдалось.
Превращение при отпуске* закаленного сплава. При нагреве закаленного сплава Х65НВФТ происходит распад пересыщенного твердого раствора с выделением у-фазы, это приводит к снижению твердости сплава (рис. 5) за счет уменьшения концентрации никеля и выделения «мягкой» у-фазы в структуре а-фазы.
*Термин «отпуск» часто употребляют, если предварительная закалка происходила с полиморфным превращением [22]. Однако эта термическая обработка имеет более широкое толкование. По ГОСТ 33439-2015: «Отпуск: Термическая обработка, проводимая после закалки или после другой термической обработки, чтобы обеспечить необходимые показатели определенных свойств изделия». В Энциклопедическом словаре по материаловедению (С-Пб. Наука, 2013): «ОТПУСК (tempering) - один из видов термической обработки, заключающийся в распаде термодинамически неустойчивых твердых растворов».
70
60
¡5
Б 50
о
«
40
-
N >
1000 3 800
I 600
| 400 200
Г4^
\\ А
л \ \\ \\ \\
ч
500 600 700 800 900 1000 Температура, "С а
1100
200 400 600 800 Температура, "С б
Рис. 5. Влияние температуры нагрева на твердость закаленного с 1250 °С сплава Х65НВФТ:
а - холодная твердость, измеренная при 20 °С после закалки и отпуска; б - горячая твердость, измеренная при температуре нагрева [9]: • - без выдержки при температуре испытаний; о - с выдержкой 1 ч при температуре испытаний
Рис. 6. Структура сплава Х65НВФТ после закалки от 1250 °С (масло) и отпуска (воздух):
а - 900 °С; б - 1100 °С
Структура сплава после отпуска при температурах до 600 °С существенно не меняется, выделившаяся у-фаза практически не разрешается из-за весьма малых размеров. Интенсивный распад пересыщенного а-твердого раствора начинается при 600 °С. В интервале температур отпуска 600-900 °С в зернах а-фазы выделяется мелкодисперсная у-фаза (рис. 6, а), твердость сплава снижается (см. рис. 5).
Повышение температуры нагрева до 1100 °С вызывает коагуляцию у-фазы (рис. 6, б), при этом отмечен также рост твердости сплава (см. рис. 5). Это связано с тем, что нагрев свыше 900 °С увеличивает растворимость никеля
в твердом растворе а- фазы (см. рис. 1), т.е. проходит как бы «вторичная» закалка сплава. В структуре термически обработанных образцов отчетливо видны границы зерен а-фазы, образовавшихся при закалке - стык границ трех зерен под углом 120° (см. рис. 5, а), т.е. сохраняется зеренная структура закаленного сплава.
Особенностью сплава Х65НВФТ является выделение из пересыщенного твердого раствора N в Сг не упрочняющей фазы, а фазы, обладающей более низкими механическими свойствами, чем матрица. Изменения свойств сплава Х65НВФТ при нагреве ближе к проис-
Рекомендуемый режим термической обработки - закалка (1250 °С, масло), отпуск при 800- 900 °С, охлаждение на воздухе. При этом достигается повышение прочности по сравнению со сплавом в исходном состоянии: на 30-40 % при 20 °С, на ~ 25 % при 800-900 °С и на 30-40 % при 1000 °С (рис. 7). После отпуска при 600 °С сплав сохраняет закалочную хрупкость (при 20 °С 5 = 3 %, табл. 5), при такой низкой пластичности жаропрочные сплавы склонны к хрупкому разрушению [14].
После упрочняющей обработки (закалка 1250 °С, отпуск 800-900 °С) сплав Х65НВФТ обладает более высокими кратковременными свойствами, чем упрочненные никелевые жаропрочные сплавы, во всем диапазоне исследованных температур. Кратковременная прочность сплава Х65НВФТ в состоянии поставки равна или несколько выше, чем у упрочненного никелевого сплава ХН77ТЮР (см. рис. 7).
До 800 °С кратковременная прочность сплава Х65НВТ и сплавов на основе тугоплавких металлов близки, при более высоких температурах сплав на основе хрома им заметно уступает. Предел прочности жаропрочных сплавов хорошо коррелирует с температурой их плавления (Тпл). Тпл сплава Х65НВФТ и сплавов на никелевой основе системы Ы1-С близки и они значительно ниже, чем Тпл тугоплавких металлов (табл. 6). Преимущества тугоплавких металлов отчетливо проявляются при температурах свыше 1000 °С, при этих температурах сплав Х65НВФТ и никелевые сплавы не конкурент-
Таблица 5 Предел прочности и относительное удлинение сплава Х65НВФТ при растяжении в зависимости от режимов термической обработки и температуры кратковременных испытаний
Термическая обработка ав, МПа (числитель); 5, % (знаменатель) при температуре, °С
25 800 900 1000 1100
Отжиг 900 °С, 16 ч, воздух 1050/8 520/12 360/20 200/45 85/160
Закалка 1250 °С, масло 850 580 - 270 130
Закалка 1250 °С, масло + 600 °С, воздух 1200/3,0 540/8,9 410/16,7 280/18,6 140/30,6
Закалка 1250 °С, масло + 800 °С, воздух 1500/8,2 620/15,3 420/17,3 280/17,6 140/32,2
Закалка 1250 °С, масло + 900 °С, воздух 1400/9,4 640/14,6 430/18,0 260/22,6 135/43,3
1500
1300
1100
900
700
500
300
100
2
1
•г ----^ "-1
N \
>\ \ \ \ \ \
V
> V
0 200 400 600 800 1000 1100 Температура, °С
Рис. 7. Прочность сплавов Х65НВФТ в состоянии поставки (1); после закалки и отпуска (2); ХН77ТЮР (3) после закалки 1080 X и старения 750 X, 8 ч
ходящим при отпуске сталей, упрочняемых мартенситным превращением (углеродистые, низколегированные) - снижение прочности и увеличение пластичности. Существенная разница заключается в природе и свойствах фазы, выделяющейся из пересыщенного твердого раствора: в сталях - это химические соединения высокой твердости (карбиды, ин-терметаллиды), а в сплаве Х65НВФТ - это твердый раствор (у-фаза) с меньшей твердостью, чем у исходной а-фазы.
Таблица 6
Кратковременная прочность жаропрочных сплавов в зависимости от температуры
Основа сплава Тпл, °С , МПа при температуре, °С
20 800 900 1000 1100 1200 1500-1800
Х65НВФТ. Отжиг 1400 1100 550 240
Закалка + отпуск 1400-1500 620 420 280 140
N (сплавы) 1300-1400 1000-1100 550-650 380
ЫЬ 2470 700-900 420 250 90
Мо 2620 850 600 450 400 150
Та 3000 1340 700 570 490 100
W 3380 800 250
Примечания. 1. Тпл никелевых сплавов и Х65НВФТ взяты по диаграмме ЫН-Сг. 2. ств Х65НВФТ - экс-
периментальные данные. 3. ств сплавов на основе ЫЛ, ЫЬ, Мо, Та, W - - усредненные, по данным [14, 20, 23].
ны со сплавами на основе тугоплавких ЫЬ, Мо, Та, W (см. табл. 6).
Особенностью двухфазного сплава Х65НВФТ также является принципиальное отличие механизма упрочнения по сравнению и с жаропрочными сталями, и сплавами на основе никеля и тугоплавких металлов. Упрочнение сталей и жаропрочных сплавов на основе никеля достигается за счет дисперсионного твердения закаленного сплава. При этом упрочняющими фазами являются сложные карбиды легирующих элементов в сталях и интерметаллиды в никелевых сплавах (у'-фаза: Ы13А1, М13Т1А1).
Повышение прочности термически не-упрочняемых сплавов на основе тугоплавких металлов (Та, Мо, W) обеспечивается за счет твердорастворного упрочнения другими тугоплавкими и переходными металлами, например рением и цирконием [23]. Упрочнение достигается в результате искажения кристаллической решетки вследствие разницы атомных радиусов металлов растворителя и растворимого. Концентрация растворимого элемента не превышает пределов растворимости, т.е. сплавы типа твердый раствор замещения находятся в равновесном состоянии.
Упрочнение сплава Х65НВФТ происходит за счет образования неравновесного пересыщенного твердого раствора в результате термической обработки - закалки (а не при старении или металлургическом переделе) -
при растворении в матрице (твердый раствор N в Сг - а-фаза) другого твердого раствора Сг в N (у-фаза) (а не металла). Таким образом, термической обработкой, меняя температуру отпуска, можно формировать в сплаве Х65НВФТ структурные состояния различной степени дисперсности и тем самым существенно влиять на механические характеристики материала.
Длительные свойства
Жаропрочность. В условиях ползучести, происходящей при высоких температурах и длительном нагружении, сопротивление деформации металла (жаропрочность) зависит от температуры плавления и коэффициента диффузии О основного элемента сплава:
О = О0е'
-о/яг
где О0 - предэкспоненциальный множитель;
О - энергия активации процесса диффузии;
Я - газовая постоянная;
Т - температура, К [14].
Жаропрочность металла тем выше, чем меньше диффузионная подвижность атомов, т.е. чем меньше О0 и больше О. Значения О0 меньше (т.е. меньше и склонность к диффузии) для металлов с более плотными кристаллическими решетками, с большим координа-
ционным числом [24]. Оо больше у металлов с решеткой ОЦК, чем с ГЦК. (Например, Оо: [м2/с] • 10-20 для Feт (К12) и 10-17 для Feа (К8) [20], т.е. разница на порядки).
Среди тугоплавких металлов хром обладает меньшей температурой плавления (выше, чем у никеля ~ на 400 °С, эта разница значительно больше для других тугоплавких металлов, табл. 7), преимущество энергии активации также относительно невелико: ОСг/Ом = 1,4 (85 и 60 ккал/г • атом соответственно [23]). В то же время значение ОоСг больше ОоМ| ~ в 50 раз (1 и 45 см2/с соответственно [23]). Именно это определяет большую склонность к диффузии хрома по сравнению с никелем.
Коэффициент диффузии двухфазной системы О зависит от коэффициентов диффузии фаз (О1 и О2) и их объемного содержания (Л1 и Л/2): О = О1Л1 + О2Л2 [25].
При О1 . О2 и не соблюдении условия Л2 . Л1 О « О1Л1, т.е. коэффициент диффузии определяется скоростью диффузии в «быстрой» фазе [25], для сплава Х65НВФТ в а-фазе с решеткой ОЦК.
Таким образом, сплав Х65НВФТ не обладает высокой жаропрочностью. Она ниже, чем у многих сплавов на основе никеля (рис. 8).
Это подтвердилось в наших экспериментах. Жаропрочность Х65НВФТ выше, чем у стали ЭП750 (сплав на железной основе), но ниже, чем у никелевого сплава ЧС57 (в испытаниях длительностью 100-300 ч при 800 °С разрушающее напряжение сплава Х65НВФТ ~ на 30 % ниже). При напряжении ~ 60 МПа
Таблица 7 Температура плавления, коэффициент й и энергия самодиффузии 0 тугоплавких металлов и никеля [23]
Металл Тпл, °С О0, см2/с О, ккал/г • атом
N11 1495 1,0 60
Сг 1875 45 85
ЫЬ 2470 2,6 85
Мо 2620 4,0 114
Та 3000 13,0 110
W 3380 11,0 142
длительная прочность (время до разрушения) составляет 1000 и 300 ч для сплавов ЧС57 и Х65НВФТ соответственно (табл. 8).
Для эксплуатации при температурах свыше 1000-1200 °С жаропрочность обеспечивается только сплавами на основе W, Мо, ЫЬ, Та, у которых Тпл значительно выше, чем у N и Сг. (табл. 9).
Кристаллическая решетка всех тугоплавких металлов Мо, ЫЬ, Та) - ОЦК. Величины О0 у этих металлов больше, чем у никеля с решеткой ГЦК [20], однако разница значений Оо по сравнению с никелем не так велика, как у хрома (см. табл. 7). Большие значения энергии активации определяют их меньшую склонность
500 450400350300-
ез
. 2505 —
О
20015010050-
8 3
VI
-с
I
I
X
(С с-
сп §
О
I
СО
£ £
£Г> О
Сплав
СТ\
сч СП
1П о
Й Е
г)
О 00
сч т
с е Й Й
Рис. 8. 100-часовая длительная прочность при 800 °С никелевых сплавов [21] и сплава Х65НВФТ
Таблица 8 Длительная прочность сплавов при 800 °С
Сплав Разрушающее напряжение, МПа, при времени нагружения, ч
100 200 300 1000
Х65НВФТ 80 70 58 -
ЭП750 75 60 42 -
ЧС57 105 90 82 60
Таблица 9 Сравнительная жаропрочность сплавов на основе тугоплавких металлов и никеля [4, 10]
Металл основы сплава Жаропрочность
температура испытаний, °С 0100, МПа
N1 700-900 1000 22-40 12-18
Сг 1000-1050 1,0-15
Та 1100 1650 140 35
Nb 1100 130-250
Мо 1200-1300 90-270
W 1650 40
Таблица 10 Свойства тугоплавких металлов и никеля, определяющие сопротивление термической усталости
Металл Е, ГПа а • 106, К-1 ц аЕ/(1 - ц) х х 10-6, ГПа • К-1 Плотность, г/см3
Сг 288 4,4 0,21 1604 7,16
N1 196 13,6 0,33 3978 8,96
W 393 5,5 0,36 3377 19,24
Мо 330 5,0 0,3 2357 10,28
Nb 210 7,08 0,38 2398 8,57
Та 227 6,59 0,39 2452 16,65
к диффузии и наряду с существенно более высокой температурой плавления обеспечивают весьма высокую жаропрочность (см. табл. 9).
Термическая усталость. Сплавы на основе хрома обладают высоким сопротивлением термической усталости и поэтому позиционируются как лучший материал для работы в условиях термоциклирования [10]. Величина термических напряжений, возникающих под действием многократных повторных циклов изменения температуры, определяется перепадом температур ДТ и свойств материала (табл. 10):
^терм = ±aЕДT/(1 - ц),
где а - коэффициент линейного расширения;
Е - модуль упругости;
ц - коэффициент Пуассона.
Благодаря малым значениям а и ц величина возникающих термических напряжений в сплавах хрома при одинаковом ДТ будут в 1,5-2 раза меньше, чем в сплавах на основе никеля и тугоплавких металлов (см. табл. 10). Высокое содержание хрома в сплаве Х65НВФТ способствует снижению уровня термических напряжений, возникающих в условиях переменного воздействия температур. Эта особенность в сочетании с более высоким уровнем прочности при повышенных температурах позволяет расширить диапазон рабочих температур и срок эксплуатации деталей из сплава Х65НВФТ по сравнению со сплавами на основе никеля. Вследствие более низкой плотности сплава на основе хрома, его значения удельных прочностных характеристик близки к аналогичным характеристикам сплавов на основе тугоплавких металлов.
Высокое сопротивление термоциклическим нагрузкам сплава Х65НВФТ подтвердилось нашими испытаниями. При закалке инструмента из быстрорежущих сталей (температура 12001220 °С, агрессивная среда нагрева - расплав соли ВаС12) стойкость оснастки из сплава Х65НВФТ была ~ на 60 % выше, чем оснастки из хромоникелевого сплава 35Х18НС2Л (1520 и 970 садок соответственно).
Жаростойкость. Преимуществом сплавов на основе хрома перед сплавами на основе никеля и тугоплавких металлов является их более высокая жаростойкость, так как хром - единственный тугоплавкий металл, обладающий жаростойкостью. Вольфрам и молибден образуют летучие оксиды (~ при 600 °С МоО3, при 700 °С WO2 [14]), не препятствующие контакту газовой среды с поверхностью металла при низких температурах. Скорость окисления тантала и ниобия при 1100 °С примерно в 3 раза ниже, чем у вольфрама, но на порядок выше, чем у никелевых сплавов [23].
Наши исследования показали, что жаростойкость сплава Х65НВФТ существенно выше, чем у никелевого сплава ХН77ТЮР. При этом было установлено, что жаростойкость сплава Х65НВФТ зависит от термической обработки,
37,0 33,0
Ъ 29>°
| 25,0 &
з 21,0
| 17,0
13,0 9,0
ХН7 7ТЮР ■_____
2__—-
3__.
1__.
11 15 19 23 27 31 Время окисления, ч
35
39
Рис. 9. Жаростойкость при 1000 °С сплавов ХН77ТЮР и Х65НВФТ:
7-закалка 1250 °С; 2-закалка 1250 °С + нагрев 900 °С; 3-отжиг 900 °С, 16 ч
причем наилучшей жаростойкостью обладает сплав в закаленном состоянии (рис. 9).
Заключение
Области применения сплава Х65НВФТ. Жаропрочность сплава Х65НВФТ принципи-
ально не выше или даже ниже, чем никелевых сплавов и тем более прочих тугоплавких металлов. Высокие свойства сплава Х65НВФТ, которые определяют целесообразность использования в конструкциях изделий ответственного назначения - это кратковременная прочность, жаростойкость и сопротивление термической усталости. Сочетание таких свойств реализуется при эксплуатации ряда термонагруженных деталей двигателей космических аппаратов, работающих в течение длительного срока на орбите.
Сплав целесообразно использовать как инструментальный для изготовления кокилей и штампов горячего деформирования, особенно нагруженных при выплавке и штамповке деталей из тугоплавких металлов и сплавов [26], а также для термонагруженных деталей, для которых требуется высокая коррозионная стойкость в агрессивных средах.
Сплав показал высокую стойкость термической оснастки при высокотемпературной термической обработке в агрессивных средах (расплавы солей).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Панасюк И.О. Хром и его сплавы: обзор зарубежной и некоторой отечественной литературы за 1950-1960 гг. - М.: ОНТИ, 1961. - 40 с.
2. Бутрим В.Н. Совершенствование хромоникеле-вых сплавов для космической техники // Конструкции из композиционных материалов. 2017. № 2. С. 26-38.
3. Савицкий Е.М., Бурханов Г.С. Металловедение тугоплавких металлов и сплавов. - М.: Наука, 1967. - 323 с.
4. Воронин Г.М., Кишкин С.Т., Панасюк И.О., Подъ-ячев В.Н., Сивакова Е.В. Тугоплавкие сплавы в изделиях авиационной и космической техники // Авиационные материалы на рубеже ХХ-ХХ1 веков. - М.: ВИАМ,1994. С. 264-273.
5. Панасюк И.О., Воронин Г.М., Баранова О.А. Вопросы технологии изготовления и эксплуатации изделий новой техники из сплава хрома. Свойства и применение сплавов хрома // В сб.: Конструкционные сплавы хрома. - Киев: Наукова думка, 1986. С. 76-81.
6. Саржан Г.Ф., Трефилов В.И., Фирстов С.А. Изучение распада пересыщенного твердого раствора на основе хрома в системе Cr-Ni // Физика металлов и материаловедение. 1971. Т. 31. Вып. 2. С. 294-298.
7. Пономарев Ю.Н., Карсанов Г.В., Довгяйло Л.М., Туманская К.С. Исследование процесса выплавки слитков из хромового сплава ВХ4 в индукционных
и дуговых печах // В кн.: Тугоплавкие и жаропрочные сплавы. - М.: Металлургия, 1968. С. 25-33.
8. Ракицкий А.Н. и др. Газонасыщение сплавов хрома при плавке и разработка способов его уменьшения // В сб.: Конструкционные сплавы хрома. Металлургия. - Киев: Наукова думка, 1988. С. 107-116.
9. Карсанов Г.В., Курдюмова Г.Г., Мильман Ю.В., Пономарев Ю.Н., Саржан Г.Ф., Трефилов В.И., Фирстов С.А., Хазанова Т.П., Юшко В.Г. Исследование структурного состояния и механических свойств двухфазного хромоникелевого сплава// Физика и химия материалов.1971. № 3. С. 67-74.
10. Симс Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы / Пер. с англ. под ред. Савицкого Е.М. - М.: Металлургия, 1976. - 566 с.
11. История авиационного материаловедения. ВИАМ - 75 лет поиска, творчества, открытий / Под общ. ред. Каблова Е.Н. - М.: Наука, 2007. - 544 с.
12. Пат. 2557438 РФ. Жаропрочный сплав на основе хрома и способ выплавки сплава на основе хрома / Бутрим В.Н., Береснев А.Г., Каширцев В.Н., Адаскин А.М. - Заявл. 04. 07. 2014. Опубл. 20. 07. 2015. Бюл. № 20.
13. Бутрим В.Н. Технологические аспекты повышения свойств и качества полуфабрикатов из сплавов на основе хрома для изделий космической техники // Технология легких сплавов. 2015. № 2. С. 95-104.
14. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы. -М.: Металлургия, 1969. - 752 с.
15. Адаскин А.М., Бутрим В.Н., Каширцев В.В., Сапро- 20. Мак Линн Д. Механические свойства металлов. -
нов И.Ю. Характер разрушения жаропрочного сплава Х65НВФТ на основе хрома // Металловедение и термическая обработка металлов. 2013. № 8. C. 12-17.
16. Адаскин А.М., Бутрим В.Н., Кубаткин В.С., Сапронов И.Ю. Кривые деформационного упрочнения и механические свойства сплава на основе хрома в зависимости от термической обработки и температуры испытаний // Металловедение и термическая обработка металлов. 2015. № 10. C. 50-56.
17. Адаскин А.М., Бутрим В.Н., Сапронов Ю.И. Фазовые превращения, структура и свойства сплава Х65НВФТ на основе хрома // Металлофизика и новейшие технологии. 2013. Т. 35. № 11. С. 1475-1486.
18. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Т.2. / Под ред. Лякишева Н.П. 1023 с.
19. Григорович В.К. Твердость и микротвердость металлов. - М.: Наука, 1976. - 230 с.
М.: Металлургия, 1965. - 432 с.
21. Свойства элементов. Справ. / Под ред. Дри-ца М.Е. - М.: Металлургия, 1967. - 672 с.
22. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. - М.: Металлургия, 1974. - 400 с.
23. Тугоплавкие металлы в машиностроении. Справ. / Под ред. Туманова А.Т., Портного К.И. - М.: Машиностроение, 1967. - 392 с.
24. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов. - М.: Металлургия, 1971. - 496 с.
25. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах. - М.: Металлургия, 1978. - 248 с.
26. Adaskin A.M., Grigor'ev S.N. Chromonickel Alloy for dies used in hot stamping of hard materials // Russian Engineering Research. 2020. Vol. 40. No. 1. P. 26-32.
REFERENCES
1. Panasyuk I.O. Khrom i yego splavy: obzor zarubezh-noy i nekotoroy otechestvennoy literatury za 19501960 gg. M.: ONTI, 1961. 40 s.
2. Butrim V.N. Sovershenstvovaniye khromonikelevykh splavov dlya kosmicheskoy tekhniki // Konstruktsii iz kompozitsionnykh materialov. 2017. № 2. S. 26-38.
3. Savitskiy Ye.M., Burkhanov G.S. Metallovedeniye tu-goplavkikh metallov i splavov. M.: Nauka, 1967. 323 s.
4. Voronin G.M., Kishkin S.T., Panasyuk I.O., Pod'ya-chev V.N., Sivakova Ye.V. Tugoplavkiye splavy v izdeliyakh aviatsionnoy i kosmicheskoy tekhniki // Aviatsionnyye materialy na rubezhe ХХ-ХХ1 vekov. M.: VIAM, 1994. S. 264-273.
5. Panasyuk I.O., Voronin G.M., Baranova O.A. Vo-prosy tekhnologii izgotovleniya i ekspluatatsii izdeliy novoy tekhniki iz splava khroma. Svoystva i primene-niye splavov khroma // V sb.: Konstruktsionnyye splavy khroma. Kiyev: Naukova dumka, 1986. S. 76-81.
6. Sarzhan G.F., Trefilov V.I., Firstov S.A. Izucheniye raspada peresyshchennogo tverdogo rastvora na osnove khroma v sisteme Cr-Ni // Fizika metallov i materialovedeniye. 1971. T. 31. Vyp. 2. S. 294-298.
7. Ponomarev Yu.N., Karsanov G.V., Dovgyaylo L.M., Tumanskaya K.S. Issledovaniye protsessa vyplavki slitkov iz khromovogo splava VKH4 v induktsionnykh i dugovykh pechakh // V kn.: Tugoplavkiye i zharo-prochnyye splavy. M.: Metallurgiya, 1968. S. 25-33.
8. Rakitskiy A.N. i dr. Gazonasyshcheniye splavov khroma pri plavke i razrabotka sposobov yego umen'sheniya // V sb.: Konstruktsionnyye splavy khroma. Metallurgiya. Kiyev: Naukova dumka, 1988. S. 107-116.
9. Karsanov G.V., Kurdyumova G.G., Mil'man Yu.V., Ponomarev Yu.N., Sarzhan G.F., Trefilov V.I., Firstov S.A., Khazanova T.P., Yushko V.G. Issledovaniye strukturnogo sostoyaniya i mekhanicheskikh svoystv dvukhfaznogo khromonikelevogo splava// Fizika i khimiya materialov. 1971. № 3. S. 67-74.
10. Sims Ch., Khagel V. Zharoprochnyye splavy / Per. s angl. pod red. Savitskogo Ye.M. M.: Metallurgiya, 1976. 566 s.
11. Istoriya aviatsionnogo materialovedeniya. VIAM 75 let poiska, tvorchestva, otkrytiy / Pod obshch. red. Kablova Ye.N. M.: Nauka, 2007. 544 s.
12. Patent 2557438 RF. Zharoprochnyy splav na osnove khroma i sposob vyplavki splava na osnove khro-
ma / Butrim V.N., Beresnev A.G., Kashirtsev V.N., Adaskin A.M. Zayavl. 04. 07. 2014. Opubl. 20. 07. 2015. Byul. № 20.
13. Butrim V.N. Tekhnologicheskiye aspekty povysheniya svoystv i kachestva polufabrikatov iz splavov na osnove khroma dlya izdeliy kosmicheskoy tekhniki // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2015. № 2. S. 95-104.
14. Khimushin F.F. Zharoprochnyye stali i splavy. M.: Metallurgiya, 1969. 752 s.
15. Adaskin A.M., Butrim V.N., Kashirtsev V.V., Sap-ronov I.Yu. Kharakter razrusheniya zharoprochnogo splava KH65NVFT na osnove khroma // Metallovedeniye i termicheskaya obrabotka metallov. 2013. № 8. S. 12-17.
16. Adaskin A.M., Butrim V.N., Kubatkin V.S., Sapro-nov I.Yu. Krivyye deformatsionnogo uprochneniya i mekhanicheskiye svoystva splava na osnove khroma v zavisimosti ot termicheskoy obrabotki i temperatury ispytaniy // Metallovedeniye i termicheskaya obrabot-ka metallov. 2015. № 10. S. 50-56.
17. Adaskin A.M., Butrim V.N., Sapronov Yu.I. Fazovyye prevrashcheniya, struktura i svoystva splava KH65N-VFT na osnove khroma // Metallofizika i noveyshiye tekhnologii. 2013. T. 35. № 11. S. 1475-1486.
18. Diagrammy sostoyaniya dvoynykh metallicheskikh sistem. T. 2 / Pod red. Lyakisheva N.P. 1023 s.
19. Grigorovich V.K. Tvordost' i mikrotvordost' metallov. M.: Nauka, 1976. 230 s.
20. Mak Linn D. Mekhanicheskiye svoystva metallov. M.: Metallurgiya, 1965. 432 s.
21. Svoystva elementov. Sprav. / Pod red. Dritsa M. Ye. M.: Metallurgiya, 1967. 672 s.
22. Novikov I.I. Teoriya termicheskoy obrabotki metallov. M.: Metallurgiya, 1974. 400 s.
23. Tugoplavkiye metally v mashinostroyenii. Sprav. / Pod red. Tumanova A.T., Portnogo K.I. M.: Mashino-stroyeniye, 1967. 392 s.
24. Bokshteyn S.Z. Stroyeniye i svoystva metallicheskikh splavov. M.: Metallurgiya, 1971. 496 s.
25. Bokshteyn B.S. Diffuziya v metallakh. M.: Metallurgiya, 1978. 248 s.
26. Adaskin A.M., Grigor'ev S.N. Chromonickel Alloy for dies used in hot stamping of hard materials // Russian Engineering Research. 2020. Vol. 40. No. 1. P. 26-32.
