CC BY
31
УДК 669.018.44:669.24
А.И. Самойлов, Е.Н. Каблов, Н.В. Петрушин, И.Н. Рощина
РАЗМЕРНОЕ НЕСООТВЕТСТВИЕ КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ РЕШЕТОК у- И у'-ФАЗ В НИКЕЛЕВЫХ РЕНИЙСОДЕРЖАЩИХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВАХ
Анализ различных факторов высокотемпературной длительной прочности и ползучести жаропрочных никелевых сплавов показывает превалирующее влияние на эти характеристики размерного несоответствия А (мисфит) параметров кристаллических решеток (а) твердорастворной (у) и интерметаллидной фаз (у'):
А=(ау - ау')/ау. (1)
В настоящее время мисфит считается важнейшим параметром оптимизации состава сплавов типа ЖС при использовании расчетных методов их конструирования [1-3]. Из многочисленных публикаций, посвященных влиянию размерного несоответствия на структуру и свойства жаропрочных сплавов [4-12], следует, что рост дисперсных выделений у'-фазы (разупрочнение материала) контролируется диффузией и энергетическим состоянием фазовой (у/у')-границы и описывается законом Лифшица-Слезова-Вагнера [13]:
гъ=Кт , (2)
где r - средний размер частицы; К=8уеОСЕ/9ЯТ; т - время действия температуры Т; уе - поверхностная энергия границы раздела у- и у'-фазы; D - эффективный коэффициент диффузии атомов; С - равновесная концентрация у'-образующих элементов в матрице; F - молярный объем частиц; R - газовая постоянная.
Из уравнения (2) следует, что при постоянстве прочих входящих в него аргументов коагуляция субструктурных элементов фаз (т. е. разупрочнение материала) пропорциональна энергии их границы раздела уе, определяемой мисфитом. Отсюда следует вывод о перспективности малых (нулевых) значений мисфита при создании сплавов высокой структурной стабильности и жаропрочности [4, 5, 10, 14].
Существует, однако, мнение, что стремление путем легирования максимально снизить энергию межфазных (у/у')-границ (мисфит) и тем самым повысить структурную стабильность сплава неоднозначно влияет на его диффузионные характеристики, что может перекрывать влияние первого фактора. Такому выводу не противоречат результаты, полученные в работах [6-8, 11]. В работах, посвященных исследованию корреляции мисфита и долговечности монокристаллов с ориентацией <001> из ренийсо-держащих жаропрочных никелевых сплавов ЖС32 и ЖС47 (рис. 1), авторами статьи также показано, что существует оптимальное значение мисфита в интервале значений 0<Аопт<0,25%.
а) б)
Рис. 1. Изменение долговечности (время до разрушения т при температуре 1000°С и статическом напряжении с) монокристаллов из жаропрочных сплавов типа ЖС32 (а - с = 190 МПа) и ЖС47 (б - с = 320 МПа) в зависимости от мисфита (20°С). Определение мисфита осуществлялось с использованием (224) Си ^р-излучения
Обе отмеченные тенденции в подходе к созданию структурно-стабильных высокожаропрочных никелевых систем (А^-0 и 0<А<Аопт) достаточно аргументированы и апробированы экспериментально. Их сосуществование, вероятно, можно объяснить температурно-силовыми условиями, в которых один из факторов, определяющих жаропрочность материала (диффузия или энергетическое состояние межфазных границ), оказывается преобладающим. Так, авторы работы [6] считают, что в условиях высоких температур и напряжений (малый ресурс) работоспособность материала контролируется энергетическим фактором, эффективность которого пропорциональна мисфиту. При большом ресурсе преобладают диффузионные процессы разупрочнения, а большая энергия межфазных границ (мисфит) лишь способствует активизации диффузии. Тогда для ее (диффузии) подавления требуется минимизация мисфита.
Таким образом, проблема мисфита как критерия жаропрочности состоит в аргументации выбора - с помощью состава и термообработки - оптимального уровня размерного несоответствия кристаллических решеток фаз, обеспечивающего максимальные свойства в конкретных условиях эксплуатации. Для решения проблемы, прежде всего, требуется ее корректное экспериментально-аналитическое (методическое) обеспечение.
До конца 90-х годов прошлого века методика разделения суммарного (у/у')-мультиплета на отдельные фазовые синглеты при экспериментальном определении параметров и размерного несоответствия решеток у- и у'-фаз базировалась на чисто аналитическом решении без их визуализации [15]. Разработанная на основе Фурье-анализа, она ограничивалась двухкомпонентной моделью суммарного (у/у')-рефлекса, что не решало проблемы детального анализа субструктуры у- и у'-фаз, а в некоторых случаях не давало возможности идентифицировать фазы, т. е. определить знак мисфита.
Попытки использовать Фурье-анализ для визуального отражения истинного распределения интенсивностей всех фрагментов у- и у'-рефлексов [16] показали иррациональность метода из-за амплитудных возмущений, возникающих в области малой интенсивности профиля.
Получить более полную картину дисперсии (у/у')-мультиплета и дать количественные оценки этого явления стало возможным лишь после внедрения в практику
рентгеновской дифрактометрии соответствующих компьютерных программ типа «PeakFit» или «Outset», разработанных специально для прецизионных задач рентгеновского субструктурного анализа.
Необходимость такой детализации возникла в результате теоретического анализа межфазных у/у' напряжений и экспериментального обнаружения аномалий в прямолинейной классической зависимости уширения дифракционных рефлексов у-фазы от тангенса угла Брегга ($) [17], т. е. их (рефлексов) аномальной дисперсии или расслоения. Суть явления объяснялась спецификой напряженного состояния структурных элементов у- и у'-фаз, возникающего из-за различия их температурных коэффициентов объемного расширения. Предполагается, что сопряжение фаз в у/у' системе осуществляется через касательные напряжения на межфазной границе (рис. 2), что исключает перпендикулярные к граням у-оболочки нормальные составляющие [например, а1=0 в грани (100)]. Реальность такой схемы напряженного состояния структурной модели у/у' сплава следует из того, что в противном случае отсутствовал бы механизм передачи внешних усилий от у- к у'-фазе и первая оставалась бы единственной несущей каркасной фазой. При соотношении фаз в сплаве 0,35/0,65 это привело бы к потере его жаропрочных свойств примерно в 2,5 раза, т. е. до уровня ниже, чем для основного компонента сплава - Ni, что в действительности не наблюдается.
Z
X
Рис. 2. Напряженное состояние субструктурной модели матричной у-оболочки сплава типа ЖС (схема)
Рассмотрим подробнее деформационную версию расслоения у-рефлекса на примере термически обработанных монокристаллов с ориентацией <001> из сплава 52 -опытного жаропрочного никелевого сплава, содержащего рений и рутений*. В качестве объекта разложения использован рефлекс (224) Си Кр--излучения. Он имеет большой угол Брегга (В«72 град) и достаточно высокую интенсивность. Кроме того, как будет показано ниже, он имеет дублетный характер деформационного расслоения у-фазы.
* Микроструктура и свойства сплава 52 обсуждаются в статье Е.Н. Каблова, И.Л. Светлова и Н.В. Петрушина «Никелевые жаропрочные сплавы, легированные рутением» на с. 80-90 настоящего сборника.
Наконец, при использовании .Кр-излучения отсутствуют трудности разделения рефлекса, связанные с неоднородностью (дублетностью) рентгеновского ^а-спектра.
Определим величину предполагаемого расслоения, используя общее уравнение рентгеновской деформации [17]:
Ев= ¿ о г [l - (ц + l)sin2 5г ],
(3)
i=l
где 5г- - углы между компонентами напряжений сг- и вектором относительной деформации в; Е, ц - модуль Юнга и коэффициент Пуассона.
Предполагается аг>0. Изменение знака напряжений меняет местами положение у-синглетов без изменения углового расстояния между ними. Значения 8т25г- определяются известной из кристаллографии зависимостью:
sin2 5, = l -
(Hh + Kk + и)Ц(Н2 + K2 + L2) -t](h2 + k2 +12)
(4)
Подставляя в (4) значения <HKL>, т. е. <224>, и (ИкГ) - последовательно (100),
2 *2 (010) и (001), получим для компонентов g¿: sin 5i=5/6. Аналогично имеем: sin §2=5/6 и
sin2§3 =1/3.
Используя полученные значения sin25¿, из уравнения (3) найдем значения Ев для граней 1, 2 и 3 у-оболочки (см. рис. 2).
Для граней 1 и 2:
Ее = {[l - (ц +1)5/ б]+ [l - (ц +1)1 / 3]}о = 0,48о; (5)
для грани 3:
Ее = {[l - (ц +1)5 / ó]+[l - (ц +1)5 / б]}о = -0,17о . (6)
Из соображений кубической симметрии рассматриваемой структурной модели сплава имеем g1=g2=g3=g; в расчетах принято также д=0,3.
Из результата следует, что грани у-оболочки рассматриваемой структурной модели сплава имеют в направлении <224> различную по величине и знаку деформацию и, следовательно, (224) у-рефлекс должен расслаиваться на два синглета (дублет) с соотношением интенсивностей 2/1, что и подтверждает эксперимент (рис. 3).
Используя уравнение (3) можно показать также, что другие рефлексы с тремя различными индексами [например (024)] расслаиваются на три синглета равной интенсивности. Наоборот, рефлекс (222) расслоения не испытывает, однако из-за малого угла Брегга $ для эксперимента он малопригоден (по крайней мере с использованием Cu Kp-излучения).
Необходимо подчеркнуть, что для объемно-напряженной у'-фазы эффект расслоения отсутствует. Это тоже следует из уравнения (3), где в этом случае под знак суммы попадают все три значения sin 5¿ (для о1? а2, а3 в каждой грани у'-куба), дающих в сумме величину, равную 2, независимо от их индивидуальных значений, т. е. от направления <HKL>:
Ее = ]Го[l - (ц + l)sin2 5] = ог
3 - (ц +1) ^ sin2 5 ..
= о [3 - 2(ц +1)] = (1 - 2ц)о . (7)
2
г=1
г=1
Именно этим обстоятельством - отсутствием эффекта расслоения (наряду с меньшей неоднородностью состава, свойственной интерметаллидной у'-фазе), вероятно, объясняется малая ширина ее (у'-фазы) рефлексов независимо от состояния материала (наличие или отсутствие гомогенизирующего отжига).
Для количественной оценки Ад - величины расслоения (224) у-рефлекса в ^ Кр-излучении под действием межфазных напряжений воспользуемся результатом,
3
полученным из уравнения (3) (Е^ |вг | = 0,65 а) и дифференциальным уравнением
I=1
Брегга:
Аа/а =А3^3 . (8)
Поскольку Аа/а=е, то после несложных вычислений из (8) получаем:
Ад = 0,65а-ф /Е ^3, (9)
где ф - угол, рад (1 рад =57,3 град).
Подставляя численные значения входящих в (9) параметров о, Е и 3, определенных ранее в работе [18] для типичного сплава рассматриваемого класса - ЖС6У (|о| ^900 МПа, Е=200 ГПа, 3^72 град), имеем А3=0,53 град, что удовлетворительно согласуется с экспериментальной величиной, равной 0,64 град, полученной в данной работе (см. рис. 3).
141 142 143 144 145 146 Угол Брегга 2S, град
Рис. 3. Расслоение у(224) Cu ÄTß-реф-лекса жаропрочного сплава 52 (рентгеновская дифрактометрия с обработкой результатов по программе «Outset-B») на синглеты 1 (2^=143,367 град) и 2 (2^=142,094 град). Экспериментальное расслоение AS=0,64 град, расчетное А3=0,53 град
Рассмотрим теперь образец монокристалла из того же сплава 52 после испытания на ползучесть. В процессе высокотемпературного одноосного нагружения в направлении, совпадающем с кристаллографической ориентацией монокристалла <001>, сплав приобрел рафт-структуру, свойственную монокристаллам с ориентацией <001> из сплавов этого класса, испытанным на ползучесть. В результате изменился характер напряженного состояния фаз в таком монокристалле. Деформация у-фазы в этом случае аналитически может быть описана только одним из уравнений - (5) или (6). Следовательно, исчезает причина расслоения ее рефлекса. Действительно, рис. 4, на котором приведены у (224) Си Кр-рефлексы, полученные от параллельного и перпендикулярного относительно направления роста монокристалла сечений рафтованного образца, хорошо иллюстрирует происходящий процесс без дополнительных комментариев. Отметим лишь, что ширина монорефлексов у-матрицы теперь, как и следовало ожидать, практически сравнялась с шириной не подверженного расслоению у'-рефлекса.
а)
б)
Рис. 4. Отсутствие расслоения у (224) Си ^р-рефлекса (рентгеновская дифрактометрия с обработкой результатов по программе «ОШзй-В») жаропрочного никелевого сплава 52 с рафт-структурой (монокристаллическая структура с ориентацией <001>, после испытания на ползучесть при температуре 1000°С):
а - продольное сечение рабочей части образца; 2&у=142,401 град; 2^=144,481 град; мисфит Д=0,61%; б - поперечное сечение рабочей части образца; 2&у=142,820 град; 29у =144, 171 град; мисфит Д=0,39%
Оценим, наконец, угловое расстояние между монорефлексами у-матрицы, полученными от продольного и поперечного сечений рабочей части испытанного на ползучесть образца монокристалла. Как отмечалось выше, расчетное расслоение у-рефлекса для образца с нормальной (кубической) формой частиц у'-фазы ожидалось в пределах Д$=0,53 град, т. е. образовавшиеся в результате деформационного расслоения у-синг-леты отстоят друг от друга на угловое расстояние Д$=0,53 град. Анализ показывает, что в результате рафтирования структуры монокристалла оба этих синглета должны слиться в один у-монорефлекс. В зависимости от ориентации исследуемого сечения образца (параллельно или перпендикулярно относительно направления роста монокристалла) рефлекс будет занимать угловое положение либо одного, либо другого из указанных выше синглетов с тем же угловым интервалом, равным 0,53 град. Действительно, экспериментально наблюдается отсутствие расслоения у (224) Си ^р-рефлекса, полученного и от продольного (рис. 4, а), и от поперечного (рис. 4, б) сечений рафтован-ного образца монокристалла. При этом наблюдаемое смещение углового положения у-монорефлекса =$у±--&уц при переходе от поперечного к продольному сечению раф-тованного образца равно 0,37 град. Таким образом, расчетная оценка эффекта деформационного расслоения у-рефлекса (порядок величины) хорошо согласуется с экспериментальной.
Ожидать лучшего совпадения не следует из-за отклонений реальной структуры фаз от идеальной среднестатистической модели, экспериментальных погрешностей, связанных, например, с травлением образцов, фрагментированностью кристаллов, приближенным значением принятой в расчете по уравнению (9) величины межфазных напряжений и другими факторами. Сюда также следует отнести дифракцию спектрального Си ^(р'-р") компонента, дающего рефлекс в том же малоугловом 2$ диапазоне [19].
Таким образом, результаты указывают на реальность проблемы и ее актуальность при исследовании тонкой структуры у- и у'-фаз, в частности - при определении мисфи-та как одного из критериев жаропрочности.
Следует, однако, отметить, что эффект расслоения не всегда экспериментально проявляется с достаточной очевидностью. Он может быть скрыт неоднородностью состава фаз, малым мисфитом или низким уровнем межфазных напряжений. Последние две причины взаимосвязаны: ранее [18] уже отмечался низкий уровень собственных напряжений в одном из сплавов типа ЖС (ЖС6-Ф) при малых значениях мисфита, что представляется естественным, если мисфит рассматривать как меру близости составов фаз и, следовательно, температурных коэффициентов их объемного расширения.
Из представленных результатов вытекает следующее.
1. Специфика межфазных напряжений в у/у' структурной модели и коротковолновый компонент Cu Kp-спектра приводят к эффекту аномального уширения или расслоения экспериментальных у-рефлексов и могут провоцировать трактовку результатов их компьютерного дифференцирования как существование в структуре сплава нескольких у-твердорастворных фракций. Проявляясь в узком угловом 23 интервале, оба эффекта усиливают друг друга и образуют аномально размытый искусственный у2-псевдосинглет (см. рис. 3).
Указанные эффекты количественно учесть невозможно, так как один из них (спектральный), вероятно, связан с электрическим режимом работы дифрактометра и в зависимости от условий эксперимента меняется. Второй - требует предварительной оценки уровня межфазных напряжений, что представляет отдельную сложную проблему.
2. Устранения псевдосинглета у2 можно достичь следующим образом:
- переходом на более длинноволновое излучение, например Со- или Fe-излуче-
ния;
- переходом на моноиндексную систему отражающих плоскостей, т. е. на рефлекс типа (НИН).
Обоим указанным условиям удовлетворяют рефлексы (222) Fe Kp, (222) Со Ka и (222) Fe Ka с углами Брегга, соответственно равными 58, 60 и 69 град.
Переход на «экзотическое» коротковолновое излучение (например, молибденовое) не снимает проблемы, ибо последний «чистый» моноиндексный рефлекс (444) на молибдене имеет очень малый угол (23^43 град), а далее все аналогичные рефлексы испытывают наложение типа (555)/(157), вплоть до sin3=l.
3. Представленные результаты являются привилегией регулярных полукогерентных фазовых субструктурных образований кубических частиц у'-фазы в кубической у-оболочке, характерных для литейных никелевых жаропрочных сплавов. При отсутствии такой организации фаз (например, в известных гетерофазных никелевых системах типа ВКНА) проблема деформационного расслоения рентгеновских дифракционных рефлексов у-матричной фазы отсутствует.
В заключение на рис. 5 представлены сравнительные результаты визуализации синглетов у- и у'-фаз в одном и том же монокристаллическом образце из сплава ЖС47, полученные при анализе (224) Cu Kp-, (222) Fe Kp-, (222) Со Ka- и (222) Fe Ка-рефлексов. Первый рефлекс традиционно использовался до настоящего времени при анализе суб-
структуры фаз, второй, третий и четвертый рефлексы позволяют более корректно определить параметры и размерное несоответствие решеток у- и у'-фаз. В них исключен (Р'-Р'')-компонент рентгеновского Си ^р-спектра, и они не испытывают расслоения у-рефлекса из-за неоднородной деформации элементов структуры у-матричной оболочки в поле собственных напряжений. Тем самым использование трех последних рефлексов исключает возможные ошибочные выводы о существовании фракций разного состава (синглеты 1 и 2 на рис. 5, а) в твердорастворной у-фазе сплавов типа ЖС, предполагаемые по результатам компьютерного анализа эксперимента с использованием (224) Си ^"р-рефлекса.
а)
б)
140 141 142 143 144 145 146 147 Угол Брегга 29, град
■а
н о о
И «
S о И
(D
Si
113 114 115 116 117 118 119 Угол Брегга 29, град
Рис. 5. Рентгеновская дифрактометрия (с обработкой результатов по программе «Outset-B» (а, б) и «Outset» (в, г)) монокристалла сплава ЖС47, после полной термической обработки:
а - расслоение у (224) Cu ^p-рефлекса на синглеты 1 и 2; б - отсутствие расслоения у (222) Fe А"р-рефлекса (мисфит Л=0,37%); в - отсутствие расслоения у (222) Со ^„-рефлекса (мисфит Л=0,33%); г - отсутствие расслоения у (222) Fe ^„-рефлекса (мисфит Л=0,34%)
Из указанных трех последних рефлексов оптимальным является (222) Fe Х«-рефлекс, имеющий максимальный угол отражения, а следовательно (при прочих равных условиях) и максимальное разрешение синглетов, обеспечивающее минимальную погрешность эксперимента.
ЛИТЕРАТУРА
1. Ohno T., Watanabe R., Tanaka K. Development of a nickel-base single crystal super-alloy containing molybdenum by an alloy designing method //J. Iron and Steel Inst. Jap., 1988, v. 74, № 11, p. 133-140.
2. Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б. и др. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов.- М.: Машиностроение, 1997, 336 с.
3. Петрушин Н.В. Основы легирования жаропрочных никелевых сплавов с ориентированной структурой для турбинных лопаток перспективных авиационных двигателей: Автореф. дис. на соиск. учен. степени докт. техн. наук.- М.: ВИАМ, 1997, 51 с.
4. Миркин И.Л., Канчеев О.Д. Связь жаропрочности и разности периодов решеток фаз дисперсионно-твердеющих сплавов //Металловедение и термическая обработка металлов, 1967, № 1, с. 8-11.
5. Столофф Н.С. Основы упрочнения //В кн.: Симс Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы.- М.: Металлургия, 1976, с. 83-107.
6. Петрушин Н.В., Игнатова И.А., Логунов А.В., Самойлов И.И., Разумовский И.М. Исследование влияния размерного несоответствия параметров кристаллических решеток у- и у'-фаз на характеристики жаропрочности дисперсион-но-твердеющих никелевых сплавов //Изв. АН СССР Металлы, 1981, № 6, с. 153-159.
7. Самойлов А.И., Игнатова И.А., Разумовский И.М., Козлова В.С., Додонова Л.П. Особенности структурно-напряженного состояния фаз в жаропрочных никелевых сплавах //Изв. АН СССР Металлы, 1983, № 6, с. 159-163.
8. Бокштейн С.З., Игнатова И.А., Болберова Е.В., Кишкин С.Т., Разумовский И.М. Влияние несоответствия параметров решеток фаз на диффузионную проницаемость межфазных границ //Физика металлов и металловедение, 1985, т. 59, вып. 5, с. 936-942.
9. Nathal M.V., MacKay R.A., Garlick R.G. Temperature dependence of у-у' lattice mismatch in nickel-base superalloys //Mater. Science and Eng., 1985, v. 75, № 11, p. 195-207.
10. Nathal M.V. Effect of initial gamma prime size on the elevated temperature creep properties of single crystal nickel base superalloys //Metall. Trans. A, 1987, v. 18A, № 11, p. 1961-1970.
11. Светлов И.Л., Олдаковский И.В., Петрушин Н.В., Игнатова И.А. Концентрационная зависимость периодов решеток у- и у'-фаз никелевых жаропрочных сплавов //Металлы, 1991, № 6, с. 150-157.
12. Yoshitake S., Yokokawa T., Ohno K. et al. Temperature dependence of у/у' lattice parameter misfit for nickel-base superalloys // Mater. for Advanced Power Eng.: Proc. of Conf. Part I, Liege (Belgium).- Dordrecht: Kluwer Acad. Publ., 1994, p. 875-882.
13. Мартин Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры металлических систем.-М.: Атомиздат, 1978. 280 с.
14. Розенберг В.М. Основы жаропрочности металлических систем.- М.: Металлургия, 1976, 328 с.
15. Самойлов А.И., Игнатова И.А., Кривко А.И. и др. Определение несоответствия периодов кристаллических решеток у- и у'-фаз никелевых жаропрочных сплавов методом Фурье-анализа профиля рентгеновских дифракционных рефлексов //Заводская лаборатория, 1983, т. 40, № 6, с. 42-44.
16. Самойлов А.И., Кириллов К.В., Игнатова И.А. и др. Повышение надежности метода Фурье при определении размерного несоответствия у- и у'-фаз в жаропрочных сплавах //Заводская лаборатория, 1990, т. 56, № 6, с. 69-72.
17. Самойлов А.И., Игнатова И.А., Кривко А.И. и др. Структурно-напряженное и деформированное состояние литейных жаропрочных никелевых сплавов типа ЖС //В сб.: Вопросы авиационной науки и техники. Серия Авиационные материалы. Вып. Методы исследования конструкционных материалов.- М.: ВИАМ, 1987, с. 46-56.
18. Игнатова И.А., Кривко А.И., Самойлов А.И. Развитие рентгеновских методов анализа структуры и напряженного состояния жаропрочных сплавов //В сб.: Авиационные материалы на рубеже ХХ-ХХ1 веков.- М.: ВИАМ, 1994, с. 465-483.
19. Баррет Ч.С., Массальский Т.Б. Структура металлов: Пер. с англ. /Под ред. М.Л. Бернштейна.- М.: Металлургия, 1984, 686 с.
УДК 669.018.44:669.849
Н.В. Петрушин, М.Б. Бронфин, Е.Н. Каблов,
И.М. Хацинская, Е.Б. Чабина, И.Н. Рощина, О.Б. Тимофеева
ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ МОНОКРИСТАЛЛОВ ВЫСОКОРЕНИЕВЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ
Термическая обработка является конечной стадией, посредством которой формируется окончательная микроструктура деталей из жаропрочных никелевых сплавов, что обеспечивает требуемый уровень механических свойств.
Многочисленными исследованиями отливок с монокристаллической структурой из жаропрочных никелевых сплавов показано, что они имеют дендритно-ячеистое строение с сильно развитой междендритной ликвацией легирующих элементов, в особенности тугоплавких металлов - рения, вольфрама и тантала. В связи с этим, а также из-за наличия в их структуре выделений эвтектики у-у', термообработка таких сплавов имеет свои особенности [1-4]. Как правило, применяется многоступенчатая термическая обработка, включающая высокотемпературный гомогенизирующий отжиг, охлаждение с температуры гомогенизации с высокой скоростью и двухступенчатое старение. Целью гомогенизации является растворение неравновесных сегрегационных образований эвтектической у'-фазы (у'вт) и устранение ликвационной неоднородности
у-твердого раствора дендритов и междендритных участков. Процессы двухступенчатого старения обеспечивают формирование однородных и оптимальных по размеру частиц упрочняющей у'-фазы правильной кубовидной формы и упорядоченное расположение их в матрице у-твердого раствора.
При назначении режима термической обработки таких сплавов учитывается невозможность их закалки на однофазное состояние у-твердого раствора, поскольку даже при очень высоких скоростях охлаждения ниже температуры у'-солвус происходит полный распад пересыщенного матричного твердого раствора с образованием практи-
