Влияние высокотемпературной обработки расплава на структуру и свойства жаропрочных никелевых сплавов в литом и термообработанном состояниях тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Тягунов, Андрей Геннадьевич

• Тягунов, Андрей Геннадьевич
• кандидат технических наук
• 1998

Оглавление диссертации кандидат технических наук Тягунов, Андрей Геннадьевич

СОДЕРЖАНИЕ

стр.

1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

1.1.Условия работы и требования, предъявляемые к жаропрочным сплавам на основе никеля

1.2.Структура и свойства-жаропрочных сплавов на никелевой основе

1.2.1. Влияние легирующих элементов

1. 2. 2. Кристаллизация сплавов на основе никеля

1.2.3.Структурные составляющие жаропрочных сплавов и их

влияние на свойства материала

1.3.Термическая обработка жаропрочных сплавов, термическая стабильность их структуры

1.4.Методы совершенствования структуры и свойств жаропрочных никелевых сплавов

1.4.1.Технология высокотемпературной обрабтоки расплава и

ее применение к жаропрочным никелевым сплавам

1.4.2. Модифицирование сплавов на основе никеля тугоплавкими дисперсными соединениями

1.5. Выводы и постановка задачи

2. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1. Исследуемые жаропрочные сплавы

2.2.Методика исследования удельного электросопротивления, кинематической вязкости и плотности

2.3.Методика дифференциального термического анализа

2.4.Металлографический метод исследования и определение микротвердости

2. 5. Метод электронной микроскопии

2. 6. Определение погрешностей используемых методик

2. 7. Выводы

3.ИЗУЧЕНИЕ ФИЗИЧЕСКИХ СВОЙСТВ РАСПЛАВОВ ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ

3.1.Исследование температурных зависимостей удельного элект-росопративления, кинематической вязкости, плотности сплавов ЖС36, ЖС6У, ЧС70, ЭП539Л, в жидком состоянии

3.2.Исследование влияния углерода на особенности политерм удельного электросопративления сплавов ЖС6У и ЖС36

3.3.Исследование влияния' тугоплавких дисперсных соединений (ТДС) на характер политерм удельного электросопративления сплава ЖС6У

3.4.Модель строения жидких жаропрочных никелевых сплавов

3. 5. Выводы

4.ВЛИЯНИЕ ПОДГОТОВКИ РАСПЛАВА НА ПРОЦЕСС КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И СТРУКТУРУ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ В ЛИТОМ СОСТОЯНИИ

4.1.Анализ влияния условий выплавки на процесс

кристаллизации жаропрочных сплавов ЖС36, ЖС6У

4.2.Изучение структуры жаропрочных сплавов ЖС6У, ЖС36, и ЭП539Л в зависимости от режима их выплавки

4.3.Изучение влияния добавок ТДС в жидкий сплав ЖС6У на структуру■литого металла

4.4.Механизм влияния подготовки расплава на процесс кристаллизации и формирование литой структуры

4. 5. Выводы

5.ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ВЫПЛАВКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ

5.1.Влияние стандартной термообработки на структуру жароп-

рочных сплавов, выплавленных по различным режимам

5.2.Изучение влияния длительных изотермических выдержек на структуру и свойства исследуемых жаропрочных сплавов____

5.2.1.Влияние длительных выдержек при 950°С на структуру и свойства сплава ЖС6У

5.2.2.Влияние длительных выдержек при 1150°С на структуру и свойства сплава ЖС6У

5.2.3.Влияние длительных выдержек при 820°С на структуру сплава ЭП539Л

5.3. Выводы

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

ПРИЛОЖЕНИЕ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние высокотемпературной обработки расплава на структуру и свойства жаропрочных никелевых сплавов в литом и термообработанном состояниях»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. Повышение коэффициента полезного действия газотурбинных двигателей требует постоянного увеличения рабочей температуры продуктов сгорания, а следовательно, жаропрочности никелевых сплавов, из которых изготавливаются наиболее ответственные детали. Современный уровень свойств жаропрочных никелевых сплавов достигнут благодаря усложнению их системы легирования. Соответственно усложнились структура и фазовый состав этих сплавов. Дальнейшее увеличение содержания легирующих элементов приводит к существенному удорожанию сплава, а зачастую и к нескомпенсированности фазового состава, выделению неблагоприятных фаз в ходе работы и снижению технологических и служебных характеристик материалов. Важный дополнительный резерв улучшения и стабилизации этих характеристик связан с подготовкой металлических расплавов к процессу кристаллизации. Дело в том, что при переходе от расплава к твердому состоянию происходят сложные микро и макроскопические перемещения частиц и групп, теплопередача, формирование и выделение фаз, фазовые превращения. В ходе этого процесса возникают дефекты и другие особенности структуры, существенно влияющие на качество сплава. Установлено, что чем выше степень равновесности расплава, чем равномернее распределены в нем атомы компонентов , тем слабее наследственное влияние исходных шихтовых материалов, тем выше и стабильнее качество литых изделий.

Наиболее доступным и достаточно эффективным методом формирования равновесной структуры расплава является тепловое воздействие. Температурный режим выплавки сплавов, основанный на исследовании их физико-химических свойств в жидком состоянии и обеспечивающий формирование оптимальной и равновесной в данных условиях структуры расп-

лава, получил в авиационной промышленности название высокотемпературной обработки расплава (ВТОР).

Однако влияние ВТОР на процессы кристаллизации и формирования структуры литых жаропрочных никелевых сплавов изучено недостаточно, а сведения о совместном влиянии ВТОР и стандартной термообработки, о стабильности структуры после ВТОР во время длительных изотермических выдержек при температурах эксплуатации вообще отсутствуют.

В соответствии с вышеизложенным в настоящей работе предпринята попытка изучить особенности изменений структуры и свойств жаропрочных никелевых сплавов в процессе изотермических выдержек, иммитирую-щих условия их службы. Для этого понадобилось выплавить образцы по двум разным технологиям. Причем параметры этих технологий были разработаны также на основе собственных исследований.

Работа выполнена в соответствии с едиными тематическими планами НИР Уральского государственного технического университета-УПИ.

Цель работы. Дальнейшее изучение физических свойств жидких жаропрочных никелевых сплавов для оптимизации параметров ВТОР; анализ воздействия максимальной температуры нагрева расплава на механизм кристаллизации и литую структуру жаропрочных никелевых сплавов; изучение влияния стандартной термической обработки на кинетику изменения структуры в ходе длительных изотермических выдержек.

Научная новизна. Изучены температурные зависимости структурно-чувствительных свойств расплавов жаропрочных никелевых сплавов. Получены новые данные о влиянии состояния расплава на процессы кристаллизации, структуру, физические, механические и эксплуатационные свойства литейных жаропрочных никелевых сплавов в литом и термообра-ботанном состоянии. Предложена новая модель жидких жаропрочных никелевых сплавов и механизм влияния подготовки расплава на процесс

кристаллизации. Определены параметры новых технологических режимов выплавки, позволяющих переводить расплав в гомогенное микрооднородное состояние. Изучено влияние нового способа выплавки на процесс структурообразования и параметры литой структуры. Впервые выявлено влияние ВТОР на кинетику изменения структуры в результате длительных, изотермических выдержек при температурах эксплуатации. Предложены пути дальнейшего совершенствования структуры и свойств жаропрочных никелевых сплавов.

Практическая ценность. Результаты исследования _ структуры и свойств жаропрочных сплавов на основе никеля в жидком и твердом состояниях легли в основу разрабатываемых технологий, которые позволяют повысить качество металлопродукции: улучшить технологические свойства литого металла.

Автор защищает.

1. Результаты экспериментального изучения структуры и свойств жаропрочных никелевых сплавов в жидком, литом и термообработанном состояниях.

2. Представления о влиянии подготовки расплава на механизм кристаллизации изучаемого металла.

3. Практические рекомендации по применению ВТОР для улучшения служебных характеристик изучаемых сплавов.

4. Данные изучения кинетики изменения структуры и свойств сплавов в ходе длительных изотермических выдержек при наличии и отсутствии применения ВТОР.

Работа выполнена на кафедре физики Уральского государственного технического университета.

1.СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

1.1. Условия работы и требования, предъявляемые к жаропрочным сплавам на основе никеля.

Жаропрочные сплавы на основе никеля применяются для изготовления деталей газотурбинных двигателей (ГТД), которые работают под нагрузкой при высоких температурах и кроме этого подвержены термо-циклированию и воздействию агрессивных сред [1-3].

В процессе работы такие детали могут подвергаться значительным растягивающим напряжениям. Действие горячих газов представляет собой комбинацию окисления жаропрочного сплава и его взаимодействия с серой, натрием, ванадием и другими примесями в газах.

При термоциклировании, вследствии нагрева и охлаждения возникают термические напряжения, которые приводят к термической усталости и разрушению материала [2].

Таким образом детали, которые изготавливаются из жаропрочных сплавов должны обладать следующими свойствами:

- высокой жаропрочностью;

- высокой пластичностью наряду с высокой прочностью;

- высокой стойкостью к окислению и коррозии;

- высокой структурной стабильностью при температуре эксплуатации;

- высокой теплопроводностью;

- низким коэффициентом термического расширения;

- высокой стойкостью к термической усталости.

На основании многочисленных исследований строения и свойств жаропрочных сплавов на основе никеля сформулированы основные положения, определяющие их длительную прочность и пластичность С1—73:

1. Гетерофазность строения сплава как основа теории жаропрочности.

2. Особая роль термостабильности упрочняющих фаз и матрицы; важное значение диффузионных процессов, определяющих кинетику образования фаз, их коагуляцию и растворение.

3. Образование трещин на второй стадии ползучести, установление дислокационного механизма зарождения и развития трещин по границам зерен.

4. Особая роль внутренних поверхностей раздела - границ зерен,• границ фаз, субграниц внутри зерна.

5. Особая роль внешней поверхности, где в большинстве случаев зарождаються трещины и активно протекают диффузионные процессы газовой коррозии, для защиты от которой требуются специальные покрытия.

Установлено , что наиболее важным вопросом жаропрочности является термостабильность сплавов [1,4,10], обеспечивающая ресурс и надежность литых изделий.

1.2.Структура и свойства жаропрочных сплавов на никелевой осно-. ве.

1.2.1.Влияние легирующих элементов.

Все жаропрочные литейные материалы можно разделить на следующие группы [1]:

- сплавы на основе железа (жаропрочные стали);

- сплавы на основе титана;

- сплавы на основе хрома;

- сплавы на основе кобальта;

- сплавы на основе никеля.

Сплавы на основе железа используют для изготовления деталей для газотурбинных двигателей, работающих при температуре не выше 700°С, так как полиморфизм железа приводит к повышенной пластичности и разрушению материала при нагреве в интервале а -у превращения [1,2].

Славы на основе титана не имеют полиморфных превращений, но температура их эксплуатации также низка [1,2,11].

Сплавы на основе хрома склонны к сильному окислению и образованию охрупчивающих топологически плотно упакованных (ТПУ) фаз [1,2].

Сплавы на основе кобальта в условиях отечественного производства имеют очень большую себестоимость, а, например, в США, они являются основой производства деталей ГТД [2].

Самыми подходящими по существующим характеристикам являются сплавы на основе никеля [7,8,12].

К концу 50х годов был полностью использован запас жаропрочности лучших из известных деформируемых сплавов, применяемых для изготовления лопаток турбин. Необходимая прочность была достигнута при использовании литых сплавов [3,7-9].

Развитие литейных жаропрочных сплавов на никелевой основе связано прежде всего с тем, что по сравнению с дёформируемыми сплавами в них можно достичь большего упрочняющего эффекта за счет Ч - фаз и карбидов и более высокой структурной стабильности [1-3,8].

Литейные жаропрочные сплавы можно разделить на следующие группы [13-17]:

- литейные жаропрочные никелевые сплавы с пониженным содержани-

ем хрома; применяются для изготовления деталей авиационных двигателей, работающих при высоких температурах и нагрузках с невысоким ресурсом работы;

- жаропрочные никелевые сплавы с повышенным содержанием хрома (до 20-30 мас.%) применяются для изготовления деталей судовых двигателей, насосов газоперекачивающих станций, работающих в коррозионной среде, где сравнительно невысокие температуры эксплуатации и нагрузки, но требуется очень высокий ресурс эксплуатации и повышенная жаростойкость.

Повышение сопротивления окислению при высоких температурах достигается за счет образования Сг203. В сплавах Ni-Cr, содержащих до 10% Сг, на поверхности преобладает оксид N10. В областях, примыкающих к границе раздела сплав-окалина, наблюдаются выделения Сг203, окруженные чистым никелем. При увеличении содержания хрома смешанный слой Ni-Cr203 исчезает и формируется сплошной слой Сг203, над которым располагается слой NiO с включениями шпинели NiCr204. Сплавы N1-(20-25)% Сг имеют минимальную скорость окисления благодаря оптимальному соотношению оксидов N10 и Сг203, которые превращаются в те-, чение длительных выдержек при температурах выше 1000-1050°С в шпинель NlCr204 [18,19].

Необходимые свойства достигаются путем комплексного легирования, в результате которого образуются многофазные сплавы, отвечающие требованиям современного машиностроения [1,3,16,17]. Легирующие элементы можно подразделить на следующие группы [1]:

1. Элементы, упрочняющие твердый раствор на основе никеля. Это хром, кобальт, молибден, вольфрам, ванадий, гафний.

2. Элементы, способствующие образованию основной упрочняющей. -фазы часто сложного состава, например, (N1, Со)3(Al. Ti, Nb, Та).

3. Элементы образующие фазы внедрения и упрочняющие границы зерен за счет образования сегрегаций по границам зерен, это углерод, бор, цирконий и элементы из группы лантаноидов - лантан, церий, неодим и др.

Помимо трех главных групп существует две подгруппы [11:

1. Карбидообразователи: тантал, титан, цирконий, ванадий, вольфрам, молибден, хром, образующие различные карбидные фазы типа MC, М6С, М7С3, М23С6.

2. Алюминий и хром, которые образуют окислы, защищающие сплав от окружающей среды.

1.2.2.Кристаллизация сплавов на основе никеля

Все литейные жаропрочные сплавы на основе никеля можно разделить на две группы по способу литья [3]:

- сплавы для монокристального литья;

- сплавы для равноосного литья.

Различия заключаются в общих принципах легирования. В первом случае задачей легирования является получение структуры с короткой межзе-ренной границей и высокими прочностными свойствами [20-23]. Во втором случае цель легирования состоит в получении поликристаллической структуры с повышенными прочностными свойствами наряду с высокими пластическими [24-27].

Кристаллизация металла начинается с выделения дендритов у-твер-дого раствора. На последних стадиях кристаллизации в междендритном пространстве выделяются колонии карбидов эвтектического происхождения и эвтектики либо на основе у и К'-фаз, либо карбоборидные. При последующем охлаждении "у-твердый раствор оказывается пересыщенным по

легирующим элементам и при некоторой температуре из него начинают выделяться частицы вторичной К'-Фазы [1-3].

1.2.3.Структурные составляющие жаропрочных сплавов и их влияние на свойства материала.

Структура литейных жаропрочных никелевых сплавов состоит из матрицы (у-фазы), представляющей собой сложнолегированный твердый раствор на основе никеля, и Y-фазы - твердого раствора на основе интерметаллидного соединения N13A1, которая выделяется как в осях дендритов так и в междендритном пространстве. Так же в междендритном пространстве расположены карбиды, бориды, карбобориды и эвтектики [1,2,28-39].

Рассмотрим подробнее вышеназванные структурные составляющие: ^-твердый раствор на основе никеля. Из-за высокой температуры плавления, отсутствия полиморфных превращений, высокой коррозионной стойкости и способности растворить до некоторого количества большое число других элементов, он обеспечивает получение широкого спектра свойств [1,32-34]. Согласно [2,18,19] большинство жаропрочных сплавов на основе никеля содержат хром, который упрочняет ^-твердый раствор, повышает его жаропрочность. Кроме того ^-матрицу упрочняют путем легирования ванадием, ниобием 1 титаном и алюминием. (V, Nb, Ti,Alj [1,2].

Карбиды, будучи значительно более термостабильными по сравнению с частицами у- фазы, вносят свой вклад в прочность сплавов при температуре выше границы растворимости высокодисперсных Y - выделений. Это обстоятельство очень важно для литейных никелевых жаропрочных сплавов. Согласно диаграмме состояния системы Ni - TIC (рис 1.1.)

растворимость карбидов при температуре эвтектического превращения равна 6,2%, что соответствует 1,2 мас.% С. Но в процессе кристаллизации литейных никелевых сплавов карбид МС образуется при гораздо меньшей концентрации (0,02...О,17) мас.%, что связано с содержанием в твердом растворе значительного количества других карбидообразова-телей, существенно уменьшающих растворимость углерода в К- фазе [1-5].

Образование карбида МС происходит в условиях неравновесной • кристаллизации сплавов. Образующиеся метастабильные карбиды частично растворяются в течении длительных выдержек сплава при высоких температурах [40-43].

Карбиды МС образуются непосредственно из расплава и располагаются между осями дендритов, в виде изолированных частиц округлой формы или в форме так называемых "китайских иероглифов". Как прави-

400 / т L Т ГхС

201 / " ч

ООО - / ' Г* ' Г'' 1 I н

800 " /

Ni 2 4 6 8 TiC? об %

Рис. LI. Диаграмма состояния Ni-TiC

t,oc

'■Г, МИН

Рис. 1.2. Термограмма режима ВТОР

ло, при кристаллизации из жидкости образуются карбиды типа МС. В сложнолегированных никелевых жаропрочных сплавах также образуются карбиды типа М23С6 и М6С. Тип и стабильность их определяются легированием- содержанием углерода и сильных карбидообразующих элементов (тантала, гафния, ниобия, титана и др.), а также концентрацией и со-оотношением в сплаве других, менее сильных карбидообразователей -хрома, вольфрама, молибдена. Морфология карбидов, а также их размер в основном зависят от легирования [43-49].

Образование первичных боридных фаз М3В2 происходит при микролегировании бором (0.01...0.04 мас.%), который практически нерастворим в никеле. Бориды в сравнении с карбидами являются термодинамически менее устойчивыми соединениями и эффективно повышают жаропрочность лишь при средних температурах, внося существенный вклад в величину дисперсионного упрочнения. Однако, при высоких температурах они могут являться причиной оплавления по границам зерен, поскольку борид-ные и карбоборидные эвтектики имеют относительно низкую температуру плавления [1-3,40,41].

Интерметаллидная фаза на основе Ni3Al. % -фаза является главным-упрочнителем в никелевых сплавах. Основная ее часть образуется в твердом состоянии при распаде пересыщенного 'у-твердого раствора. Она имеет структуру Cu3Au (Ll2) с параметром близким к параметру решетки "^-матрицы. Наличие у у -матрицы и у -фазы сопряженных кристаллографических решеток и близость их периодов приводят к тому, что благодаря малой поверхностной энергии фазовой границы образование к'-фазы при распаде твердого раствора может происходить при весьма малых радиусах зародышей. Поэтому выделения Y '-фазы чрезвычайно дисперсны. Их размер составляет в среднем 0.3. ..0.7 мкм [1-3,40,45].

При легировании ^'-образующими элементами (когда объемное со-

держание у'-фазы на уровне 65 об.%) определенная часть у'-фазы присутствует в сплаве в виде включений, выделяющихся из жидкости в конце кристаллизации по эвтектической реакции и вследствие этого располагающихся большей частью по .границам зерен и в междендритных областях. Эти включения представляют собой эвтектическую колонию, состоящую из "лепестков" у'-фазы и разделяющих их прожилок у-Фазы. при этом "у-твердый раствор в процессе охлаждения распадается с образованием 'у'-фазы. еще более дисперсной (0.02 мкм.), чем у'-фаза, расположенная в окружающей матрице (1 мкм.) [1-3,28-35].

Методом микрорентгеноспектрального анализа установлено, что прожилки ^-твердого раствора обогащены хромом и вольфрамом, а в области к'-фазы -титаном и алюминием. Различия составов К'-фазы, выделяющейся из жидкости (К'эвт) и из у-твердого раствора вызваны ликвацией легирующих элементов в ходе затвердевания. Максимальное различие наблюдается по наиболее сильно ликвирующим элементам, причем Уэвт-Фаза по сравнению с дисперсной К'-фазой обогащена элементами, коэффициент ликвации которых положителен (Ti.Nb.Hf) и обеднена элементами, коэффициент ликвации которых отрицателен (М) [1,2,51,52]. .

Охрупчивающие топологически плотноупакованные фазы типа б, д, И2Сг, а также фазы с ОЦК решеткой на базе твердых растворов, образуются при повышенном содержании Сг, Ш, Мо. Они приводят к понижению пластичности и возростанию хрупкости сплавов. В литейных жаропрочных никелевых сплавах б-фаза имеет состав (Сг,Мо)х*(И Со)у, где х и у могут изменяться от 1 до 7 [1-3,53].

Таким образом, в современных жаропрочных литейных никелевых сплавах действуют сразу несколько механизмов упрочнения: твердораст-ворный, дисперсионный с когерентной связью (уу) фаз, дисперсный (у/карбиды). Сплавы представляют собой многокомпонентные и многофаз-

ные системы, причем большинство фаз предельно легированы. Поэтому, изменение содержания и перераспределение легирующих элементов между фазовыми составляющими может привести к изменению кинетики фазовых превращений в сплаве, и к образованию новых нежелательных фаз.

1.3. Термическая обработка жаропрочных сплавов, термическая стабильность их структуры.

Термическая обработка жаропрочных никелевых сплавов обычно состоит из одного или двух нагревов до температур, когда растворяется к'-фаза и частично карбиды - происходит гомогенизация твердого расвора; закалки на воздухе, чтобы не создавать объемных напряжений; старения при различных температурах, с выделением к'- фазы и карбидов в дисперсной форме, обеспечивающей высокие значения кратковременной и длительной прочности [1,54,55].

Температура гомогенизации находится между температурой ликвидус и температурой полного растворения у'-фазы. Она зависит от химического состава сплава и термической стабильности вторичной у'' - фазы и находится в интервале (1080...1250)°С [56-58]. При этом нагреве происходит более равномерное распределение упрочняющих фаз и уменьшается степень дендритной ликвации [55-56]. Полигональные карбиды не претерпевают заметных изменений, а эвтектические карбиды коагулируют и образуют скопления в виде округлых выделений в междендритных участках. Вторичная у фаза полностью растворяется [3,56-57].

Старение литейных сплавов чаще проводят в одну, высокотемпературную стадию, так как литейные сплавы обычно работают при высоких температурах. Старение происходит при температуре эксплуатации. Целью старения является получение требуемой морфологии упрочняющих

фаз [3.54-56].

Данные физико-химического фазового анализа показали что термическая обработка литейных жаропрочных сплавов приводит к [3,54-57]:

- более полному распаду К - твердого раствора, суммарное объемное количество упрочняющей у' -фазы возрастает;

- уменьшается степень неоднородности между фазами не только по размеру, но и по составу;

- снижается уровень дендритной ликвации в сплаве;

- более равномерно распределяются легирующие элементы между ")( -и к' - фазами.

Таким образом, учитывая современное состояние теории легирования и термической обработки жаропрочных материалов, можно сформулировать следующие основные положения, определяющие длительную прочность и пластичность сплавов. •

1. Максимальное упрочнение твердого раствора легированием элементами, создающими большие статические искажения решетки и сильно отличающиеся валентностью от материала основы.

2. Эффективное упрочнение за счет: выделение фаз типа А3В со структурой Ы - вторичной к' - Фазы в достаточном колличестве; легирование фазы типа N13 А1 элементами, повышающими энергию дефектов упаковки; минимальное несоответствие решеток матрицы и у'- фазы; допустимую величину концентрации электронных вакансий в матрице с учетом обеднения ее при выделении фаз типа А3В и Карбидов; максимальное замедление диффузионных процессов, приводящих к коалесценции частиц упрочняющих фаз; и, наконец равномерное упорядоченное выделение упрочняющих фаз в виде квазипериодических макрорешеток.

3. При термической обработке сплавов должны быть получены:

- высокая степень гомогенизации твердого раствора и максимально

возможный уровень совершенства кристаллической решетки матрицы;

- оптимальная величина зерна, обеспечивающая необходимое сочетание прочности, пластичности и усталости;

- минимальный объем прерывистого выделения карбидов М23Се и пленочных граничных выделений" М6С;

- округлые частицы упрочняющих фаз по границам зерен, что препятствует проскальзыванию по границам зерен и сравнительно слабо понижает пластичность.

Принятые способы выплавки и термической обработки многокомпонентных сплавов на никелевой основе приводят к их нестабильности, которую можно условно разделить на внутреннюю и внешнюю. Внутренняя обусловлена отклонением от равновесия, присущем самому сплаву (микроструктуре, составу и т.д.), а внешняя - дополнительной неравновесностью в условиях внешних воздействий [3] .

Химическая неоднородность. Кристаллизация сплавов в реальных условиях приводит к возникновению неоднородного распределения элементов, т.е. дендритной ликвации, количественной мерой которой является отношение концентрации элементов в межосных пространствах и осях дендритов (К - коэффициент ликвации). При К>1 ликвацию называют прямой, при К<1 - обратной, т.е. идет обогащение осей дендритов. С точки зрения возникновения неоднородного распределения элементов при кристаллизации наибольшее значение имеет предельная растворимость элемента в никеле и характер взаимодействия этого элемента с основой и другими компонентами. В высокожаропрочных никелевых сплавах элементами, проявляющими наибольшую ликвацию, являются Н^ 1/1, Nb, Т1, причем направление ликвации НГ, П - прямое, а Ш - обратное. В

результате высокотемпературного нагрева происходит выравнивание состава осей дендритов и межосных пространств, что является одной из

движущих сил изменения кинетики превращений в твердом металле [1-3].

Нестабильность микроструктуры. По определению С.Т.Кишкина интегральная термостабильность жаропрочных никелевых сплавов определяется температурой полного растворения К'-фазы, т.е. стабильностью основной для никелевых сплавов упрочняющей фазы [3]. В [59-61] показано, что наибольшую долговечность имеют сплавы с максимальным уровнем температуры полного растворения V -фазы.

Чтобы служить эффективными барьерами для дислокаций, частицы упрочняющей фазы должны быть высокодисперсными и сохранять свои размеры, морфологию и объемную долю при высоких температурах [62]. Растворение у- фазы приводит к разупрочнению жаропрочных никелевых сплавов. Структурная стабильность сплавов может быть повышена двумя способами [61-62]. Во-первых, уменьшением избыточной энергии исходной структуры, в частности, • снижением энергии поверхности раздела-фаз путем оптимизации соотношения параметров К и у- Фаз ( влияющее на строении поверхности раздела), морфологии фаз и удельной энергии поверхности раздела. Этот способ заведомо эффективен для "борьбы" с внутренней нестабильностью. Вторая возможность повышения структурной стабильности реализуется на создании кинетических трудностей для изменения исходной оптимальной структуры, которое реализуется путем оптимизации легирования твердого раствора и достижением наиболее устойчивой исходной структуры.

Структурная термостабильность жаропрочных' никелевых сплавов оп-. ределяется также изменением состояния Ч - твердого раствора, заключающимся в образовании областей ближнего порядка [3] имеющих измененные электронные структуры.

Еще одним проявлением нестабильности жаропрочных никелевых сплавов являются карбидные реакции, протекающие при повышенных тем-

пературах во время термической обработки и процессе их эксплуатации [63-64]. Углерод, высвобождающийся при распаде карбида МС, проникает в матрицу, вызывая ряд важных превращений, что часто продолжается на протяжении всего времени службы сплава [65]. Существует целый ряд расчетных методик, прогнозирующих коцентрационную и температурную области устойчивости карбидов различного типа, однако ни одна из них не позволяет корректно прогнозировать карбидные превращения для всего класса жаропрочных материалов. Особенно это относится к прогнозированию карбидных реакций в области температур (1100...1200)°С, где они могут оказывать решающее влияние на свойства высоколегированных жаропрочных сплавов [1-3]'.

1.4. Методы совершенствования структуры жаропрочных никелевых сплавов.

1.4.1. Технология высокотемпературной обрабтоки расплава и ее применение к жаропрочным никелевым сплавам.

Многочисленные экспериментальные исследования жидкого металлического состояния свидетельствуют о том, что жидкие стали и сплавы перед выпуском из плавильного агрегата могут быть весьма далеки от состояния равновесия [66,67]. Для ряда сталей и сплавов оказалось справедливой закономерность:' чем выше степень равновесности расплава перед кристаллизацией, тем лучше показатели качества имеет твердый металл. Наиболее простой способ перевода расплава в равновесное состояние - нагрев. Но, с повышением температуры скорость приближения состояния расплава к равновесию возрастает немонотонно. Часто по достижении определенной температуры, зависящей от исходных

материалов, химического состава и условий производства наблюдается резкое изменение свойств расплава, связанное с интенсивными перестройками структуры ближнего порядка [67].

Эти факты свидетельствуют о целесообразности уточнения температурных режимов и связанных с ними различных технологических операций процессов выплавки ответственных и сложных в производстве сталей и сплавов. Основанием для такого уточнения служат результаты изучения температурных зависимостей вязкости, плотности, удельного электросопротивления и других свойств расплава.

Если обнаруживается гистерезис или аномальное изменение свойств, свидетельствующее о повышенной интенсивности структурных перестроек в установленном температурном интервале, то необходимо производить нагрев расплава именно до этих температур с целью максимального приближения расплава к равновесному состоянию.

Изучение температурных 'и временных зависимостей структурно-чувствительных свойств расплавленных образцов сталей и сплавов показывает, что интенсивность и степень завершенности структурных изменений в расплаве зависят не только от температуры нагрева, но и от продолжительности выдержки при этой температуре. Так, для полного протекания всех процессов в расплаве требуется определенное сочетание температуры нагрева и выдержки.

Наличие гистерезиса на политермах говорит о необратимых изменениях структуры жидкого металла происходящих при достижении критической температуры. В настоящее -время не существует достаточно полного описания данного явления, способного объяснить перестройку структуры на всех уровнях, электронном и атомном. Некоторые успехи были достигнуты на основе представлений об исходной фазовой неоднородности металла. Для никелевых жаропрочных сплавов эта неоднородность заклю-

чается в существовании наряду с твердым раствором на основе никеля Фазы и карбидов. После расплавления в таком расплаве наряду с жидкой матрицей могут существовать микрогруппировки, наследующие черты избыточных фаз. При достижении критической температуры происходит скачкообразное необратимое разрушение таких сегрегаций атомов и формирования микрооднородного равновесного расплава. В ходе последующего охлаждения такой жидкий металл перед кристаллизацией имеет иные свойства и строение, чем неперегретый.

Несмотря на явную неполноту такого описания указанный эффект имеет широкое практическое применение. Технологический процесс, основанный на формировании однородного и равновесного расплава, получил при производстве деталей газотурбинных двигателей название высокотемпературной обработки расплава (ВТОР).

Режим ВТОР представляет собой комплекс мероприятий и основан на детальном анализе температурных и временных зависимостей структурно-чувствительных свойств расплавленного металла и выявлении характерных критических температур.

ВТОР предполагает изучение влияния длительности изотермической выдержки при различных температурах на свойства расплава перед кристаллизацией и характеристики затвердевшего металла. Результатом решения этих задач является выбор оптимальных термовременных параметров выплавки. ВТОР является научнообоснованным методом повышения качества твердого металла в результате* воздействия на его расплав. Типичная термограмма плавки металла с высокотемпературной обработкой расплава приведена на рис. 1.2. [67]

Установлено существенное влияние высокотемпературной обработки жидких жаропрочных сплавов на структуру продуктов кристаллизации. Особенности химического и фазового состава исследуемых сплавов обус-

лавливают различия в значениях критических температур и степени влияния ВТОР на процесс затвердевания отливок [68,69]. Тем не менее, можно выделить основные изменения структуры жаропрочных сплавов, присущие практически всем исследуемым образцам после высокотемпературной обработки их расплавов. Обнаружено, что ВТОР оказьюает следующее действие [70-78]:

1. Приводит к измельчению дендритной структуры сплавов на 10-15%.

2. Способствует более равномерному распределению легирующих элементов по микрообъемам сплава. Проведенный микрорентгеноспект-ральный анализ свидетельствует об уменьшении коэффициентов ликвации основных легирующих элементов. В результате существенно изменяется структура границ и приграничных участков. Улучшается морфология включений в этих зонах, изменяются их размеры, форма, концентрация в них легирующих элементов. Для установления причин и механизма управления структурой твердого металла изучено влияние высокотемпературной обработки расплава на процесс их кристаллизации методами дифференциального термического анализа.

3. Позволяет управлять количеством и морфологией карбидов эвтектического происхождения. В образцах жаропрочных сплавов, выплавленных по традиционной технологии, присутствующие карбидные колонии имеют морфологию типа "китайские иероглифы". Вследствие неблагоприятной формы и низкой термической стабильности,' приводящей к образованию игольчатых карбидов МС, последние являются концентраторами напряжений в сплаве и снижают его механические характеристики. Оптимальная технология ВТОР приводит к полной ликвидации колоний типа, "китайские иероглифы", формируются одиночные карбиды октаэдрической формы. Уменьшается (на 20-30%) количество карбидов, повышается их

стабильность, увеличивается концентрация в них сильных карбидообра-зующих: тантала, ниобия, вольфрама, ванадия, молибдена.

4. Существенно влияет на основную упрочняющую сплав вторичную К' - Фазу:

- наблюдается уменьшение и стабилизация размеров ее частиц, их морфология становится более благоприятной;

- повышается количество выделений к'- Фазы;

- выделения у- фазы более равномерно распределяются по сечению ■ дендритов;

- изменяется химический состав у - фазы, повышается ее термическая стабильность;

- увеличивается степень когерентности кристаллических решеток у и у'- фаз.

Установлено следующее:

- во-первых, для сплава, подвергнутого ВТОР существенно сужается неравновесный интервал кристаллизации, он уменьшается в среднем в 2-3 раза;

- во-вторых, переохлаждение расплава зависит от его перегрева относительно температуры ликвидуса. Зависимость эта нелинейная и имеет участок насыщения. Нагрев расплава до 1;кр приводит к интенсивному росту переохлаждения. Дальнейшее повышение температуры расплава выше позволяет выйти на участок насыщения, давая небольшой прирост переохлаждения.

Снижение температуры начала кристаллизации и сближение ее с началом температурного интервала образования карбидов МС приводит к их сфероидизации за счет нестесненного роста. В сплавах, выплавленных . без ВТОР, образование карбидов МС происходит на 30-50° ниже температуры начала кристаллизации, когда образование дендритного каркаса из

у- твердого никелевого раствора уже практически закончено. В этом случае карбидные выделения подстраиваются под остов дендритов, приобретая пластинчатую или игольчатую формы, так называемый "китайский шрифт". Поскольку ВТОР приводит к существенному увеличению переохлаждения, то измельчается дендритная структура, уменьшаются коэффициенты ликвации, а у- твердый раствор оказывается пересыщенным по легирующим элементам [71].

Обнаруженные изменения в структуре привели к получению изделий с более высокими механическими свойствами. Применение ВТОР позволило увеличить кратковременные прочностные характеристики сплавов на 10-25%, пластичность в 2-3 раза, ударную вязкость в 1,5-3 раза, предел длительной прочности на 10-20%, повышению выхода годных отливок ответственного назначения на 15-20%, позволило использовать металлургические и литниковые отходы и обеспечило экономию остродефицит-• ных литейных сплавов, это привело к увеличению ресурса эксплуатации деталей в составе изделий на 3-50% [76].

Разработка ресурсосберегающей технологии производства отливок из жаропрочных никелевых сплавов с содержанием хрома не выше 10 вес.% потребовала кроме осуществления высокотемпературной обработки расплава критического анализа всех стадий производства отливок и внесения соответствующих изменений. При создании технологии удалось откорректировать режимы их термической обработки в твердом состоянии [75]. Такой подход позволил дополнительно повысить жаропрочность сплава на 20-30% по сравнению с ранее существовавшей обработкой.

1.4.2. Модифицирование тугоплавкими дисперсными соединениями В традиционных методах литья по выплавляемым моделям структура отливок из жаропрочных сплавов с равнооосной структурой не всегда

обеспечивает требуемый уровень свойств. Одним из перспективных направлений решения этих задач является модифицирование [79-91].

Одним из первых приемов, направленных на изменение, в первую очередь, величины зерна и структуры карбидов, можно назвать введение частиц тугоплавких соединений в жидкие жаропрочные сплавы, например, азотированный хром. Модифицирование сплава ЖС6У азотированным хромом способствовало повышению пластичности и ударной вязкости, пределов прочности и выносливости, сопротивления термической усталости. Высокая степень легирования этих жаропрочных композиций обусловливала необходимость проведения соответствующей термической обработки. Однако, после гомогенизации в течении 4 часов при 1210° С и охлаждении на воздухе снижалась длительная прочность модифицированного сплава [80].

При модифицировании сплава ЖС6У 0,02% карбонитридом титана в значительной степени изменяется кинетика кристаллизации. Дифференциальный-термический анализ показал, что температура ликвидуса модифицированного сплава на 15°С ниже, чем немодифицированного; эвтектика у-у' в модифицированном сплаве начинает выделяться раньше, чем в не-модифицированном и ее значительно больше; карбиды МС приобрели глобулярную морфологию и равномерно распределились по полю шлифа, тогда как в немодифицированном сплаве эти карбиды выделены в виде глыбообразных включений и "китайских иероглифов". Размер макрозерна модифицированного сплава составляет 1,5-2,5 мм, тогда как у немодифицированного - 5-7 мм, отсутствует столбчатость [81].

В работах Л.В.Иванисенко, М.Л.Горб, В.В.Бондарев [85,86] исследовались свойства сплава, модифицированного добавками частиц карбидов и нитридов титана и циркония с различным их содержанием от 0,05 до 1,0 вес.% для повышения ресурса и надежности работы штампов. Ока-

залось, что чем больше введено частиц, тем значительнее повышается жаростойкость и наблюдается стабилизация сплава. В модифицированном сплаве даже 30-часовой отжиг не приводит к ухудшению структуры сплава.

Перспективным направлением повышения структурной однородности литого металла является введение в расплав дисперсных тугоплавких частиц (например, ггИ) с помощью лигатур. Лигатура - это вспомогательный сплав, применяемый для введения в жидкий металл легирующих элементов для придания определенных свойств металлическому расплаву. Усвоение легирующего элемента из лигатуры выше, чем при введении его в чистом виде [82].

Свойства сплава ЖС6У, модифицированного добавками частиц карбидов и нитридов, в большой степени зависят от выбора основы лигатуры. Так, если для модифицирования применялась лигатура на никельхромовой основе, то структурная однородность вторичной К'-фазы в отливке снижалась и, как следствие, падали ее механические свойства. Физико-химическое обоснование и детальные исследования влияния выбора основы лигатуры для модифицирования жаропрочных сплавов синтетическими уль-традисперстными частицами (УДЧ) тугоплавких соединений приведено в работах, выполненных в ОмПИ под руководством Сабурова В.П. Показано, что с увеличением количества вводимой лигатуры механические свойства ухудшаются; временное сопротивление и предел текучести у литого и термообработанного (Тобр=1000°С t=50 часов) модифицированного сплава снижается на 120-140 МПа . Увеличение добавки лигатуры до 10% приводит к понижению твердости на 200 МПа, в то время как в правильно модифицированном сплаве предел прочности, предел текучести и твердость повышаются [87].

Ухудшение структуры, снижение механических характеристик связа-

но с обеднением сплава по основным упрочняющим элементам: алюминий, кобальт, вольфрам. Для того, чтобы получить положительный эффект, необходимо дополнительно в лигатуру вводить элементы, по которым происходит обеднение, в таком количестве, чтобы при использовании лигатуры химический состав не изменялся [82-84].

Кроме этого, в работе Сабурова В.П. эмпирическим путем определены некоторые параметры процесса модифицирования. Так, например, разливку сплава ЖС6У необходимо проводить таким образом, чтобы затвердевание начиналось через 5-10 минут после ввода лигатуры. Время для усвоения модификатора зависит от температуры расплава и при 1550-1580°С оно составляет не менее трех минут. Наиболее благоприятная температура расплава при вводе в него частиц тугоплавких соединений ,с точки зрения Сабурова В.П., составляет 1550-1600°С. Учет этих технологических особенностей при вводе модификатора позволил сформировать мелкое зерно в слитке вне зависимости от температуры заливки металла. Дополнительно отмечено уменьшение в два-три раза размера дендритной ячейки, изменение морфологии карбидов от "китайских иероглифов" до компактных выделений. После модифицирования коли-' чество упрочняющей у'-фазы увеличивается на 5-7 %, изменяется ее состав [87-88].

Существует еще один способ модифицирования - перед введением в расплав частицы порошка плакируют веществом-протектором, которое при введении в жидкий металл предохраняет их от растворения, обеспечивает хорошее смачивание и способствует формированию в расплаве устойчивой суспензии. Например, частицы карбонитрида титана в оболочках из титана, никеля, ниобия и тантала могут быть устойчивыми в течение 20-30 мин. Такое модифицирование способствует увеличению коли- ■ ества у- фазы, изменяет морфологию карбидной фазы, которая при

обычной кристаллизации имеет форму, напоминающую иероглифы или расположена в виде глыбообразных выделений по границам зерен. В модифицированном сплаве карбиды преобразуются в компактные включения, приближающиеся к глобулярной форме. Одновременно наблюдается измельчение дендритных ветвей и уменьшение размеров макрозерна. Заливка модифицированного сплава в интервале температур 1400-1600°С практически не оказывает влияние на размеры зерен [89].

Следует отметить способ модифицирования жаропрочных сплавов на основе никеля тугоплавкими карбидами, предложенный Фаткуллиным О.Х. [90]. Основная особенность этого способа заключается в использовании в качестве шихтовых материалов порошковых заготовок вместо литых. Для сплава ЖС6У найдены условия, при которых в структуре отливки формируется однородное мелкое зерно и достигается равномерное распределение в них округлых и игольчатых дисперсных карбидов.Установлено, что если жидкий металл выдерживался более 20 минут при 1530°С, или нагревался перед заливкой до 1600-1640°С,то карбиды выделялись в виде грубых эвтектических скоплений, а величина зерна увеличивалась в три раза.

В заключение рассмотрим причины, сдерживающие промышленное освоение процесса модифицирования тугоплавкими дисперсными частицами.

Известно [89] , что модифицирование литейных сплавов, в том числе жаропрочных , синтетическими тугоплавкими частицами с линейным размером до 10 мкм сопряжено с рядом проблем. ' В первую очередь это трудность ввода и равномерного распределения дисперсных частиц в расплаве.

Использование механического перемешивания, вибрации, ультразвука и электромагнитных полей не полностью устраняет имеющиеся трудности. При этом усвоение расплавом модификатора достигает максимум

20-40 %. Более эффективным оказался ввод предварительно металлизо-ванных частиц. В частности, введение в расплав лигатур , содержащих дисперсный порошок , способствует росту усвоения частиц до 80 % [90].

Ввод тугоплавких соединений в расплав на никельхромовой основе, как правило, осуществляется при температурах разливки, т.е. вблизи 1450-1550°С. Установление равновесного краевого угла смачивания происходит в течение 5-15 минут. В первоначальный момент времени он имеет значение, обычно превышающее 60°С. Однако ввод холодного модификатора, непрерывное понижение температуры расплава после ввода в него тугоплавких частиц препятствует достижению равновесия в системе. Вследствие этого, угол смачивания может оставаться не только неизменным, но даже способен возрасти. Отсутствие смачиваемости (<р < 90°), или частичное смачивание (60° <ф< 90° ) приводит к термодинамической неустойчивости системы "жидкий металл-твердые включения" [89].

Плохая смачиваемость оксидных и нитридных частиц никелевыми расплавами отмечается и при более высоких температурах (например, ТЩ вплоть до 1600°С). В случае модифицирования карбидами или кар-бонитридами, удовлетворительно смачивающимися при указанных температурах, наблюдается плакирование частиц либо оксидной, либо нитридной пленками. Это вызывает быструю коагуляцию и всплывание тугоплавких включений на поверхность металла [90].

Другой основной причиной, сдерживающей промышленное освоение рассматриваемого технологического процесса является накопление частиц тугоплавких соединений, особенно содержащих азот,в сплавах от плавки к плавке. Использование в качестве шихтовых материалов отходов собственного производства, в том числе после модифицирования,

неблагоприятно влияет на величину зерна, морфологию и характер распределения карбидов и эвтектики, а так же уровень микропористости В отливках, как правило .наблюдаются поверхностные дефекты, приводящие к браку металлоизделий (до 100 %). Дефекты образованы скоагулирован-ными частицами модификатора. Это обстоятельство указывает на то, что они существуют в расплаве на протяжении всего времени плавки. Известные способы устранения нерастворившихся частиц из жидких жаропрочных сплавов (фильтрация, расслоение,изменение параметров литья, корректировка химического состава и т.п.) не всегда являются эффективными.После их применения уменьшаются количество и размеры нитридов и карбонитридов,а концетрация азота в сплаве не изменяется и для металла вакуумной плавки находится на уровне 0.003 мае. % и выше. Если же в сложнолегированных никелевых сплавах не удается уменьшить содержание азота ниже 0.002 %, то получить металл чистый по нитридным и карбонитридным включениям не удается [91].

Таким образом,модифицирование литых жаропрочных никелевых сплавов проводится с целью повышения механических свойств сплава, жаропрочности, жаростойкости и улучшения структуры. Но это не всегда достигается. Во всех методах модифицирования есть отрицательные черты и свои трудности введения модификатора.

По-видимому, наиболее оптимальным способом модифицирования жаропрочных сплавов является введение в расплав тугоплавких частиц -карбидов и нитридов. При таком модифицирований повышается ресурс и надежность работы изделий. Повышается жаростойкость и наблюдается стабилизация сплава.

1.5.Выводы и постановка задачи

1. Выбранные в качестве объектов исследования в данной работе,

жаропрочные никелевые сплавы предназначены для службы в условиях, сильных растягивающих напряжений, высоких температур и агрессивных сред. По этому к ним предъявляется расширенный уровень требований. Наиболее важным из них является жаропрочность, которая, в основном, зависит от термостабильности структуры.

2. Современный уровень жаропрочности достигнут за счет комплексного упрочнения твердого раствора легирующими элементами. Структура жаропрочных никелевых сплавов гетерофазна. Она состоит из К -твердого раствора на основе никеля, карбидов, боридов, эвтектик и основной упрочняющей у- фазы.

3. В результате термической обработки в структуре сплавов на основе никеля выделяются частицы у - вторичной фазы благоприятной формы, кристаллическая решетка которых обладает малой степенью несоответствия с решеткой у - матрицы. Однако, количество ее мало, а распределение по объему неравномерно.

В процессе эксплуатации изделий происходит коагуляция и растворение у- вторичной фазы, растворение эвтектик и карбидов эвтектического происхождения в результате чего в структуре появляются ох-рупчивающие фазы и , как следствие, происходит снижение жаропрочное-' ти.

4. Одним из рассматриваемых способов повышения жаропрочности сплавов на основе никеля является высокотемпературная обработка расплава (ВТОР). ВТОР способствует совершенствованию структуры и увеличению ее термостабильности.

Другим из рассматриваемых методов является модифицирование жаропрочных никелевых сплавов тугоплавкими дисперсными соединениями (ТДС). Ввод ТДС изменяет морфологию карбидов, повышает их количество, однородность распределения и термостабильность, что вносит свой

вклад в повышение жаропрочности структуры в целом.

Однако влияние ВТОР на процессы кристаллизации и формирования структуры литых жаропрочных никелевых сплавов изучено недостаточно, а сведения о совместном влиянии ВТОР и стандартной термообработки, о стабильности структуры после ВТОР во время длительных изотермических выдержек при температурах эксплуатации вообще отсутствуют. В связи с этим в работе поставлены следующие задачи:

- изучить температурные зависимости структурночувствительных свойств жидких жаропрочных никелевых сплавов, используемых для изготовления ответственных деталей ГТД;

- провести анализ влияния температуры максимального нагрева расплава на процессы кристаллизации и формирования литой структуры жаропрочных сплавов;

- разработать режимы высокотемпературной обработки расплавов никелевых сплавов с целью повышения качества литых изделий;

- изучить совместное влияние ВТОР и модифицирования ТДС на литую структуру исследуемых сплавов;

- изучить совместное влияние ВТОР и серийной термической обработки на литую стуктуру изучаемых сплавов;

- исследовать термостабильность стуктуры жаропрочных никелевых сплавов и влияние ВТОР в течении длительных изотермических выдержек.

2.МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

Для анализа влияния высокотемпературной обработки расплава на структуру и свойства жаропрочных никелевых сплавов необходимо, на наш взгляд, тщательно изучать наследственные связи свойств материалов в последовательности технологической цепочки: расплав - кристаллизация - литой металл - термообработка - термостабильность структуры в условиях приближенных к эксплуатационным. Разнообразие форм, которые принимают в процессе производства объекты исследования, предопределяет выбор методик их изучения. Различные состояния исследуемых материалов требуется характеризовать специфичными для них свойствами: расплав - удельным электросопротивлением, кинематической вязкостью, плотностью; кристаллизацию - дифференциальным термическим анализом; твердое состояние - параметрами структуры, служебными свойствами и т.д.

Наряду с использованием современных методик для изучения расплавленного и твердого металла, по нашему мнению целесообразно использовать при анализе объектов наглядные и убедительные методы заводских лабораторий. К таким методам можно отнести применение оптического микроскопа для проведения качественной и количественной ме-. таллографии чувствительных к температурному воздействию многофазных материалов. Практический интерес представляют методы изучения механических и служебных свойств исследуемых материалов.

2.1.Исследуемые жаропрочные сплавы

Жаропрочные никелевые сплавы ЧС70 и ЭП539Л предназначен для изготовления деталей судовых газотурбинных двигателей и насосов га-

зоперекачивающих станций методом равноосного литья. Марочные химические составы этих сплавов приведены в таблице 2.1.

Жаропрочный никелевый сплав ЖС6У предназначен для изготовления деталей авиационных газотурбинных двигателей методом равноосного литья. Марочный химический состав сплава ЖС6У приведен в таблице 2.1.

Жаропрочный никелевый сплав ЖС36 предназначен для изготовления деталей авиацинных газотурбинных двигателей методом монокристаллического литья. Для изучения влияния углерода было выплавлено пять образцов, отличающихся друг от друга только содержанием углерода. Химический состав сплава приведен в таблице 2.2

Серийная технология производства отливок из сплавов ЭП539Л,' ЧС70, ЖС6У и ЖС36 предусматривает следующие операции: нагрев мерной заготовки сплава в установке типа УППФ-3. Металл помещали в плавильный набивной тигель из А1203 , прошедший предварительное спекание с помощью графитового шаблона, расплавление металла и его нагрев до температуры 1600 °С производили в вакууме при разряжении (Ю-2... 10~3) мм.рт.ст. Выдержка при температуре максимального нагрева составила 3 минуты. Разливка образцов в формы производилась при температуре металла (1470...1520)°С, температура формы (950...1000)°С. Замер температуры жидкого металла в ходе плавки осуществлялся радиационным пирометром и термопарой погружения ВР5/20, температура заливки контролировалась термопарой погружения.

Опытная технология литья изделий из изучаемых сплавов предпола-. гает нагрев расплавов до температур аномалий, определенных конкретно для каждого состава исследуемых сплавов. Все остальные операции такие же, как и в серийной технологии.

Химический состав изучаемых жаропрочных сплавов

Таблица 2.1.

Сплав N1 с Со Сг Мо V/ А1 П ИЬ Мп Ре В Р 51 У 2г

ЭП539Л ООН 0.10 0.15 4.0 6.0 17.0 19.7 1.5 6.5 . 4.0 2.5 3.4 2.0 3.0 1.4 2.0 0.5 2.5 0,04 .о: 12 0,15 0,05 - -

ЧС70 ООН 0.06 0.12 9.0 11.5 * 15.0 16.7 1.5 2.5 4.5 6.2 2.4 3.2 4.2 5.0 0.1 0.3 - - 0,02 - - 0,05 0,05

ЖС6У ООН 0.13 0.20 9.0 10.5 8.0 9.5 1.2 о л С-. Ч 9.5 11.0 5.1 6.0 2.0 2.9 0.8 н О - <1 - - - -

Содержание легирующих элементов дано в масс % .

Таблица 2.2.

Химический состав сплава ЖС36

М1 Со Сг V/ МО мь А1 Т1 Не У Се Ьа

ООН 5.0 5.0 12.0 1.0 1.0 5.9 1.0 2.0 0.005 0.01 0.005

Состав углерода изменялся от 0.002%, до 0.14%.

Содержанке легирующих элементов дано в масс % .

2. 2. Методика исследования удельного электросопротивления, кинематической вязкости, плотности,

Изучены температурные зависимости удельного электросопротивления (р), кинематической вязкости (V), плотности (й) в интервале температур (1150...1950)°С.

Метод удельного электоросопротивления оказался наиболее струк-турночувствительным, поэтому.выбран базовым и рассматривается подробнее.

Удельное электросопротивление расплавов измеряли бесконтактным методом Регеля во вращающемся магнитном поле [92]. Этот метод в наибольшей степени подходит к для высокотемпературных исследований т.к. лишен всех побочных явлений, обусловленных контактными электродами. Сущность метода заключается в следующем. Образец на упругой нити помещается во вращающееся магнитное поле, индукционные токи в образце создают магнитный момент. В результате взаимодействия последнего с внешним магнитным полем образец испытывает действие вращающегося механического момента, которому противодействует упругость нити. Угол поворота образца при этом функционально зависит только от его элект-' росопротивления. Конструкция установки для измерения удельного электоросопротивления представлена на рисунке 2.1.' Установка состоит из водоохлаждаемой вакуумной печи и вертикальной части в доль оси которой распологается нить. На нижнем конце нити прикреплен немагнитная подвесная система с контейнером, в котором расположен исследуемый образец. Нагревательный элемент печи выполнен из молибдена. В вертикальной части установки имеется окно для выхода отраженного зеркалом

Рис. 2.1. Схема установки для измерения удельного электросопротивления;

1 - подвеска; 2 - зеркало; 3 - измерительная линейка; 4 - осветитель; 5 - молибденовые экраны; 6 - "статор"; 7 - нагреватель; 8 -керамический стакан; 9 - тигель с расплавом; 10 - термопара; 11 -токоподводы; 12 - водоохлаждаемый корпус.

подвесной системы светового луча. Вращающееся магнитное поле создается системой катушек, состоящей из трех пар обмоток,, расположенных под углом 120° и соединенных треугольником. Такая система напоминает статор трехфазного электродвигателя переменного и по этому ее называют "статором". Питание "статора" осуществляется от сети переменного тока напряжением 380 В. Регулировка тока в "статоре" осуществляется с помощью регулятора напряжения РНТ-250. Питание нагревателя осуществляется через понижающий трансформатор ОСУ 40/0,5. Регулирование температуры производится с помощью высокотемпературного регулятора ВРТ-2, который позволяет регулировать температуру в печи до 1950°С. Температура в камере контролируется цифровым вольтметром ВТ38 при помощи термопары ВР5/20. Разряжение в камере до (О,01...О,001) Па создается форвакуумным 2МВР5МД и диффузионным З/ЗЭ-100 насосами и контролируется при помощи вакууметра ВИТ-2. Система кранов позволяет дистанационно заполнять гелием рабочую камеру. Перед началом исследований производится градуировочный эксперимент по эталонному образцу.

Расчетная формула для вычисления удельного электросорпотивления имеет вид [92]:

ш, ш0 - масса исследуемого и эталонного образцов й, - плотность исследуемого и эталонного образцов

ф. фо ~ Угол закручивания исследуемого и эталонного образцов

I, 10 - ток, проходящий по катушкам при изучении исследуемого и

( md0 ^1,76

(2.1)

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Тягунов, Андрей Геннадьевич

5.3. Выводы

1. Изучено влияние серийной термовакуумной обработки и длительных высокотемпературных выдержек при рабочих и экстремальных рабочих температурах на структуру и свойства литейного жаропрочного сплава ЖС6У серийной выплавки и после ВТОР. Показано, что термовакуумная обработка влияет только на выделения у- вторичной фазы. Выдержка металла при температурах эксплуатации приводит к выделению охрупчи-вающих фаз, коагуляции и растворению вторичной у-фазы.

2. В результате проведения ТВО карбиды шрифтовой морфологии становятся более развитыми, а глобули сложной эвтектики делятся на отдельные пластины с ярко выраженными границами. Серийная термовакуумная обработка снимает внутренние напряжения и позволяет сформировать однородную вторичную у-фазу оптимальной формы. Вместе с этим несколько понижаются механические свойства сплава в сравнении с литым состоянием.

3. В ходе длительных изотермических выдержек при температуре соответствующей рабочей - 950°С, выявлено, что изолированные карбиды не изменяются, в то время как остальные фазовые составляющие претерпевают различные изменения: эвтектические карбиды шрифтовой морфологии превращаются в отдельные округлые частицы; выделения сложной эвтектики становятся более дисперсными; коагулирует Y'-фаза. В результате карбидных реакций образуется охрупчивающий карбид М6С иглооб-' разной морфологии,а при выдержках более 200 часов происходит выделение охрупчивающих ТПУ фаз, что приводит к резкому изменению механических свойств и жаропрочности.

4. В ходе сточасовой выдержки при температуре 1150°С обнаруже- . но: не изменяется морфология глобулярных карбидов; иглообразные карбиды превращаются в колонии мелких округлых частиц; в результате карбидных реакций появляются два новых охрупчивающих карбида М6С и М23С6; выделения сложной эвтектики увеличиваются в размерах и коагулируют; частицы вторичной Y'- фазы в осях дендритов и междендритном-пространстве коагулируют и растворяются.

5. Образцы, выплавленные по технологии с применением ВТОР, в литом состоянии имеют более благоприятную структуру, а также повышенные механические свойства и жаропрочность. Использование существующего режима термовакуумной обработки для металла выплавленного со ВТОР практически не изменяет структуру отливок. Выдержеки при 950°С. приводят к тому, что повышается стабильность эвтектических карбидов, т.к. карбиды М6С появляются лишь после 200 часов выдержки. Однако при этом К'"Фаза коагулирует с большей скоростью. ТПУ фазы образуют- . ся также лишь после 200 часов выдержки но в большем количестве. Изотермическая выдержка при температуре 1150°С приводит к тому, что охрупчивающие карбиды М6С, М23С6 появляются уже после двухчасовой выдержки. Характер изменения длительной жаропрочности в ходе выдержек остается таким же как и для металла выплавленного по серийной технологии, но абсолютные значения этой характеристики выше.

6. Изучение образцов в ходе длительных изотермических выдержек показало, что при неизменном химическом составе сплава технология со

ВТОР создает твердый раствор с другой степенью легирования. Поэтому для дальнейшей реализации потенциала сплава необходимо разработать новый режим ТВО, предусматривающий получение еще более термостабильной структуры. Одним из путей решения этой задачи может быть повышение температуры нагрева литого металла при гомогенизации. Возможен, так же, другой путь-скорректировать химический состав сплава с учетом технологии ВТОР, понизив содержание карбидообразующих элементов: Т1, №. Ш, Мо, Сг. Это повлечет уменьшение удельного веса сплава и его стоимости.

7. Исследована кинетика изменения литой структуры сплава ЭП539Л в течении длительных выдержек при рабочей температуре 820°С. Показано, что сплав в литом состоянии имеет низкую термическую стабильность. В ходе старения протекает карбидная реакция, происходит выделение иголок 6 - фазы. Использование технологии со ВТОР существенно повышает структурную стабильность сплава, так карбидная реакция протекает медленно, б - фаза не обнаружена.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Выполненная диссертационная работа посвящена исследованию влияния состояния расплавов жаропрочных никелевых сплавов на процесс их кристаллизации, формирование литой структуры и кинетику изменения структуры во время длительных изотермических выдержек. На основании проведенных исследований разработаны практические рекомендации по совершенствованию температурно - временных режимов выплавки изученных сплавов и режимов их термообработки. Основные результаты диссер-. тационной работы заключаются в следующем:

1.Исследованы температурные зависимости стуктурочувствительных свойств жидких жаропрочных сплавов. На политерме нагрева выявлены особые точки и участки. Все политермы характеризуются несовпадением ветвей нагрева и охлаждения (гистерезисом), что свидетельствует о неравновесности строения образцов после их расплавления. Нагрев системы до температур 1аН1 или taн2 обеспечивает наличие стабильного гистерезиса и свидетельствует о многоэтапном переходе ее в состояние равновесия.

2. Замечено, что значения особых температурных интервалов Ц-и 1;аН1- ЬйН2 зависят от концентрации углерода в сплаве. С ее увеличением в сплаве уменьшаются температуры ^ и 1ань расширяются интервалы структурных перестроек в расплаве и не изменяется Ьан2. Предварительно проведенный нагрев расплава до температуры Ьан1 и последующая кристаллизация при новом нагреве понижают 1аН1, а введение в расплав тугоплавких дисперсных частиц не изменяет значения особых точек, но существенно Влияет на вид политерм появляется новый температурный участок, связанный со взаимодействием расплава и модификатора .

3. В работе получила дальнейшее развитие модель микронеоднородного строения жидких жаропрочных никелевых сплавов. Процессы перехода к равновесию сопровождаются разрушением структур ближнего порядка, унаследованных от исходных кристаллических фаз и протекают при нагреве не монотонно. Установлено, что прежде всего вблизи 1;аН1, разрушаются структуры , свойственные интерметаллидным фазам, в основном типа Н3А1. При более высокой температуре, особенно вблизи 1;ан2 разрушаются углеродсодержащие комплексы типа карбидов МеС, Ме2зСб> Ме6С и других. В результате расплав становится более одно- . родным, равновесным.

4. Установлено влияние структурного состояния расплавов жаропрочных никелевых сплавов на процесс их кристаллизации. Повышение температуры нагрева расплавов жаропрочных никелевых сплавов приводит к увеличению величины их переохлаждения при кристаллизации, при этом уменьшается температура ликвидус, сужается интервал кристаллизации и повышается температура выделения основной упрочняющей у- фазы. Показано, что максимальное переохлаждение, наиболее низкая температура ликвидус и самый узкий интервал кристаллизации возникают при кристаллизации в том случае, если расплав был нагрет до температур конца превращений в жидком состоянии.

5. Обнаружена взаимосвязь температурных ' параметров процесса приготовления никелевых сплавов со структурой и свойствами литого металла. Нагрев расплава до температур конца превращений благоприятно влияет на структуру литых жаропрочных никелевых сплавов: повышается дисперстность дендритной структуры, увеличивается доля полиэдрических карбидов и основной упрочняющей V- вторичной фазы, уменьшается количество эвтектических фаз, уменьшается разброс по размерам избыточных фаз и, как следствие, повышаются механические свойства:' повышение предела прочности на разрыв происходит на 10 %, пластичности и длительной жаропрочности в 2 раза. Перегрев расплава значительно выше температур конца превращений вновь приводит к формированию неблагоприятной структуры .

6. Ввод в сплав тугоплавких дисперстных соединений способствует переводу всех эвтектических карбидов в глобулярные, но при этом образуются карбидные колонии. Комплексная обработка расплава, включающая нагрев расплава до taнl и ввод ТДС, позволяет формировать оптимальную литую структуру металла с однородным распределением карбидов благоприятной глобулярной формы и полным отсутствием иглообразных эвтектических карбидов и карбидных колоний, повышается температура полного растворения у'-фазы, повышается температура ликвидус и сужается температурный интервал плавления, вместе с этим на 10% увеличиваются пластические характеристики и на 20% прочностные.

7. Предложен механизм влияния состояния расплава на процесс кристаллизации и структуру литого металла. Полученные результаты. позволили разработать режимы высокотемпературной обработки расплава (ВТОР).

8. Изучено влияние серийной термовакуумной обработки на структуру и свойства литейного жаропрочного сплава ЖС6У серийной выплавки и после ВТОР. Показано, что серийная термовакуумная обработка снимает внутренние напряжения и позволяет сформировать однородную вторичную у'-фазу оптимальной формы. Вместе с этим несколько понижаются механические свойства сплава в сравнении с литым состоянием.

9. Исследована кинетика изменения структуры в ходе длительных изотермических выдержек при температурах соответствующим рабочим.

В течении 500 часовой выдержки при 950°С, выявлено, что изолированные карбиды не изменяются,в то время как остальные фазовые составляющие претерпевают различные изменения: эвтектические карбиды шрифтовой морфологии превращаются в отдельные округлые частицы; выделения сложной эвтектики становятся более дисперсными; коагулирует у'-фаза. В результате карбидных реакций образуется охрупчивающий карбид М6С иглообразной морфологии,а при выдержках более 200 часов происходит выделение охрупчивающих ТПУ фаз, что приводит к резкому изменению механических свойств и жаропрочности. В ходе сточасовой выдержки при температуре 1150°С обнаружено: не изменяется морфология глобулярных карбидов; иглообразные карбиды превращаются в колонии мелких округлых частиц; в результате карбидных реакций появляются два новых охрупчивающих карбида М6С и М23Св; выделения сложной эвтектики увеличиваются в размерах и коагулируют; частицы вторичной 1'- Фазы в осях дендритов и междендритном пространстве коагулируют и растворяются.

10. Образцы, выплавленные по технологии с применением ВТОР, в литом состоянии имеют более благоприятную структуру, а также повышенные механические свойства и жаропрочность. Использование существующего режима термовакуумной обработки для металла выплавленного со ВТОР практически не изменяет структуру отливок. Выдержки при 950°С приводят к тому, что повышается стабильность эвтектических карбидов, т.к. карбиды МбС появляются лишь после 200 часов выдержки. Однако при этом у'-Фаза коагулирует с большей скоростью. ТПУ фазы образуются также лишь после 200 часов выдержки но в большем количестве. Изотермическая выдержка при температуре 1150°С приводит к тому, что ох-рупчивающие карбиды М6С, М23С6 появляются уже после двухчасовой выдержки. Характер изменения длительной жаропрочности в ходе выдержек остается таким же как и для металла выплавленного по серийной технологии, но абсолютные значения этой характеристики выше.

И. Изучение образцов в ходе длительных изотермических выдержек' показало, что при неизменном химическом составе сплава технология со ВТОР создает твердый раствор с другой степенью легирования. Поэтому для дальнейшей реализации потенциала сплава необходимо разработать новый режим ТВО, предусматривающий получение еще более термостабильной структуры. Одним из путей решения этой задачи может быть повышение температуры нагрева литого металла при гомогенизации. Возможен так же другой путь-скорректировать химический состав сплава с учетом технологии ВТОР, понизив содержание карбидообразующих элементов: Т1, Шэ, И, Мо, Сг. Это повлечет уменьшение удельного веса сплава и его стоимости.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Тягунов, Андрей Геннадьевич, 1998 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Симе Ч., Столофф Н., Хагель В. Суперсплавы II . - М. : Металлургия, 1995.- 567 с.

2. Химушин Ф. Ф. Жаропрочные стали и сплавы. - М.: Металлургия, 1969.- 750 с.

3. Патон Б.Е., Строганов Г.Б., Кишкин С.Т. Жаропрочность литейных никелевых сплавов и защита их от окисления.- Киев: Наукова думка, 1987.-256 с. ?

4. J.W. Martin, R.D. Doherty. Stability of microstructure in metallik systems. Cambridge university press, 1978.- 280 p.

5. Осипов К.А., Вопросы теории жаропрочности металлов и сплавов// Известия АН СССР.- I960.- С. 148-195.

6. Акимов Л.М. Выносливость жаропрочных материалов.-М.: Метал- 5 лургия, 1977.- 152 с.

7. Приданцев М.В. Жаропрочные стареющие сплавы.-М: Металлургия, 1973.- 184 с.

8. Фоулей Р.У., Успехи в разработке жаропрочных сплавов - в кн. Жаропрочные сплавы.- М.: Металлургия, 1976.- С.11-39.

9. Биргер И.А., Балашов Б.Ф. Конструкционная прочность материалов и деталей газовых турбин.- М: Машиностроение, 1981.- 222 с.

10. Бунтушкин В.П., Кабанов Е".Н. и др. Механические и эксплуа-. тационные свойства литейного- жаропрочного сплава на основе интерме-таллида Ni3Al// Металлы.- 1995.- N3.- С. 70-73.

11. Еременко В.Н. Титан и его сплавы. -Киев: Изд АН УССР, 1955.- 400 с.

12. Stoloff N.S. Phisical and mechanical metallurgy of Ni3Al

and its alloys// International material review. - 1989.- v34. - N4,- p. 153-183.

13. Адамокий 4., Гурный Ю. Оптимизация химического состава жаропрочных литейных сплавов на основе никеля//Обз. пол. техн. -1988.-N1.- С. 17-19.

14. Приходько Э.В. Эффективность комплексного легирования сталей и сплавов.- Киев: Наукова думка, 1995,- 290 с.

15. Приходько Э.В. Металлохимия многокомпонентных систем.- М: Металлургия, 1997.- 320 с.

16. Зимина JI.H. Рациональное легирование и перспективные сплавы для длительной службы в газовых турбинах//Промышленная теплотехника. 1981.- N2.- С. 92-97.

17. Овсенян С.В., Люмберг B.C. Расчет жаропрочности сложнолеги-рованых никелевых сплавов с помощью системы неполяризованных уравнений// МиТОМ.- 1995.- N6.- С. 9-11.

18. Баканова Т.П. Состав избыточных фаз в литом жаропрочном никель-хромовом сплаве//МиТОМ.-1975.- N4.-С.75-78.

19. Ефимов В.А., Костырко 0.С. Легирование жаропрочных диспер-сионноупрочняемых никелевых сплавов с высоким содержанием хрома/легкие и жаропрочные сплавы и их обработка. -N7.- 1986.-С.256-265.

20. Билык В.Я., Алексеев А.Г. Влияние теплового режима затвердевания отливок на структуру сплава ЖС6К//Литейное производство.-1973.- N9.-С. 37-38.

21. Козлов Г.Я., Сабуров В.П. Оптимизация температурного режима литья турбинных лопаток с целью получения заданной макрострукту-. ры//Прогрессивные технологические процессы литейного производства. -Омск.- 1984.- С. 63-66.

22. Матюшко H.И., Максюта И.И., Затуловских A.C. Влияние скорости кристаллизации при направленном затвердевании на структурные и прочностные характеристики никелевого жаропрочного сплава/ Современные литейные материалы и технологии получения отливок. Материалы научно-технической конференции. Ленинград, 1991.- С. 49-51.

23. Светлов И.А., Кулешова Е. А., Кривко А.И. Влияние направленной кристаллизации на фазовый состав и дискретность структуры никелевых сплавов// Изв. АН СССР.- 1990.- N1.- С 86-93.

24. Жуков Н.Д., Лашко Н.Ф., Беляев М.С. Влияние факторов кристаллизации на выносливость литейных никелевых сплавов//Проблемы прочности.- 1974.-N7.-С.99-105.

25. Голубовский Е.Р., Булыгин И.П. Влияние типа кристаллизации литейного никелевого сплава семейства ЖС на его прочность. В кн. Проблемы прочности, 1977.- С. 30-36.

26. Голубовский Е.Р., Булыгин И.П., Тимофеев Л.Н., Шершенкова Е.Ю. Влияние типа кристаллизации литейного никелевого сплава семейства ЖС6 на его жаропрочность. Там же.- С.59-64.

27. Cieslak M. J., HeadleyT.J., Konorowsky G.A., Pomig A.D. A comparison of the solydification behavior of INCOLOY 909 and INCONEL 718// Met. Trans 1992.- v21.- N2.- P. 479-488.

28. Гольдштейн M.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. Специальные стали.- М.: Металлургия, 1985.- 408 с.

29. Гуляев А.П. Металловедение*. - М. : Металлургия, 1978,- 647 с.

30. Колясникова Н.В., Цвигунов А.И., Бонах Л.В. Изучение фазового состава сложнолегированных литейных никелевых сплавов/./ Современные методы контроля структуры и свойств металлопродукции в черной металлургии. -М.-1988.-С.78-84.

31. Баканова Т.П., Костоногов В.Г. Состав избыточных фаз в ли-

том жаропрочном Ni-Cr сплаве// МиТОМ. - 1975.- N4.- С.75

32. Барабаш Р.И., Барабаш О.Н., Бабаило М.Б., Бойчук О.П., Мар-кашева Л.И. Структура направленно закристаллизованных жаропрочных никелевых сплавов. Вестник Киевского политехнического института. М.: Машиностроение, 1991.- С 68-71.

33. Браун М.П. Фазовый состав некоторых жаропрочных сплавов на никелевой основе//Новые методы упрочнения литых сплавов.-N6.- 1977.-

С.3-4.

34. Кишкин С.Т., Портной К.И., Строганов Г.Б., Логунов A.B., Кулешова Е.А. Теоретические и экспериментальные исследования многокомпонентных никелевых сплавов// Металлургия и металловедение цветных сплавов.-1982.- N7.- С. 7-14.

35. Аникин Ю.Ф., Таранов М.И., Крчегура H.М., Ладохин C.B. и др. Влияние электронно-лучевой гарнисажной плавки на стуктуру и свойства жаропрочного сплава ЧС70// Проблемы СЭМ.- 1993.- N3.- С 40-43.

36. Стяжкин В.А., Векслер Ю.Г., Лесников В.П. Структура и свойства защитных покрытий, полученных газовым методом на сплаве ЖС6ФНК// Термическая обработка и физика металлов. Межвузовский сборник.- т.2.- Свердловск, издательство УПИ, 1986.- С. 113-117.

37. Стяжкин В.А., Копылов А.А., Копылова В.А., Лесников В.П. Исследование субструктуры поверхностных слоев алитированного никелевого сплава// Защита металлов.- 1989.- С. 117-120.

38. Сорокин В.Г. Высокотемпературные и термодиффузионные покрытия. М: ЦНИИТЭИтяжмаш, 1980.- 61 с.

39. Сорокин В. Г., Гузанов Б.Н., КосицинС.В., Литвинов В. С. Исследование аллюмосилицидных покрытий для сплавов на никелевой основе// В сб.: Защитные покрытия на металлах.- Киев: Наукова думка.

1980.- вып. 4.- С. 123-126.

40. Курчман B.C., Лашко Н.Ф., Михеева В. В., Богданов A.M. Повышение жаропрочности литейных сплавов на никелевой основе комбинированным упрочнением интерметаллидами, карбидами и боридами//Тр.НАМИ. -1964. -вып. 71. -С. 71-102.

41. Качанов Е.Б., Петрушин Н.В. Жаропрочные сплавы с карбид-но-интерметаллидным упрочнением// МиТОМ.- 1995.- N4.- С. 24-29.

42. Алексеев В.И., Дегтярева Н.В. Термодинамика реакций образо-. вания карбидов хрома в сплавах на основе никеля//ЖФХ.- 1979.- т53,-N4.- С. 876-880.

43. Бабаскин Ю.3., Краснощеков M.М., Марковский Е.А., Овчинников В.А., Шипицин С.Я. Об образовании и распределении карбидной фазы в хромоникелевых сплавах//Изв.АН СССР. Металлы.- 1983- N4.-С.98-99.

44. Yu Xihong, Zhang Yunghua. The morfоlogical transition rule of MC type carbide under rapid solidification// Adv. Mater and Prcess. 2nd Sino-Rus Symp, Xi'an, oct 8-13, 1993.- P. 591-594.

45. Богданов A.M. Исследование никельхромовых литейных сплавов, со смешанным интерметаллидным и карбоборидным упрочнением для турбинных колес турбонагнетателей дизельных двигателей//Труды НАМИ.-1979.- вып. 175.- С. 15-21.

46. Sundaraman M. Carbide presipitation in Inc718. 1994, N E007 BARC [Rept].- P. 78.

47. Кишкин С.T., Строганов Г.В., Логунов A.B., Кулешова Е.А., Хацинская И. М., Ефимова Т. И. Структурная стабильность карбидных фаз и их влияние на механические свойства жаропрочных никелевых сплавов с гафнием//Изв. АН СССР. Металлы.- 1983.-N6.-С.-163-169.

48. Кишкин С.Т., Строганов Г.Б., Логунов A.B., Кулешова Е.А., Хацинская И.М., Петрушин Н.В. Карбидные фазы в жаропрочных никелевых

сплавах с гафнием//Изв.АН СССР.' Металлы.- 1983.- N5.-С.143-149.

49. Influence of addition of rem and alloing elements on the behavior of MC carbide formation during solidification of 3% V high speed tool steels// Proc. 6th int iron and steel congess, Nagoya, OCt. 21-26, 1991.- P. 649-656.

50. Morikawa Hiroshi, Ishimaru Jun-ichi, Hasegawa Morihiro. Influence of precipitate in cast ingot on hot worckability of alloy 625// Proc. 6th int iron and steel congess, Nagoya, oct. 21-26, 1991.-P. 713-720.

51. Mackay Rebecca A., Nathon Michael V. Microstructure - Property relationships in directionally solidified single - crystal ni-celbase superalloys// Mi - Con 96 Optim Process, Prop, and Serv. performance through Microstructure. Philadelphia, 16-19 May, 1996.-P. 202-221.

52. Baldan A. Microsegregation of cast DS 2007 Hf singie cris-tal// J. Mater. Sci 1993.- v25.- N9.- P. 4054-4059.

53. Пирогова Г.Д., Левин Е.Е. Условия образования 6- и д-фаз в жаропрочных сплавах на никелевой основе// ФММ.- 1969.- т.28.-вып. 5.- С. 858-867.

54. Филатова М.А., Судаков B.C. Влияние термической обработки на структуру и свойства жаропрочных никелевых сплавов// МиТОМ.-1995.-N6.- С. 12-15.

55. Гадалов В.Н., Масленков С.Б. Повышение служебных свойств высоколегированных литых никелевых сплавов за счет оптимизации их состава и термообработки//Повышение служебных свойств высоколегированных литых сталей и чугунов. Материалы семинара.- М.- 1987.-С.63-69.

56. Кишкин С. Т., Кулешова Е. А., ЛогуновА. В., ПетрушинН. В.

Особенности структурных превращений жаропрочного никелевого сплава в. процессе высокотемпературного нагрева//Изв.АН СССР. Металлы.- 1980.-N6.-С.190-194.

57. Slobodanka N., Válele A., Vesna R. Struktura 1 termlcka ho-mogenizacija superlegure na bozi N1// Tehnika.- 1994.- v.49.- N8-9.-C. NM12-NM14.

58. Красовский А.Я., Чирков Б.И., Марусий О.И., Штукатурова A.C., Шерстенникова М.С. Влияние нагрева на структуру сплава ЖС6Ф в направленнокристаллизованных лопатках ГТД//Проблемы прочности.-1983.-N1.-С.29-33.

59. Вертоградский В.А., Рыкова Т.П. Термические кривые никель-хромовых сплавов в литом и гомогенизированном состояниях//Тер-мический анализ и фазовые равновесия.-Пермь, 1983. - С. 103-105.

60. Гинзбург Э.С., Клыпина A.M., Шляпина И.Р. Исследование особенностей изменения структуры и свойств металла лопаток газовых турбин из сплава ЭИ893 в процессе эксплуатации//Труды ВТИ.- 1975.-вып.З.- С. 70-76.

61. Морозова Г.И., Сорокина Л.П. и др. Деградация и восстановление Y' фазы в жаропрочных сплавах на основе никеля// МиТОМ.-1995.-N4.- С. 29-32.

62. Grosdider Т., Hazotte D. On the dissolution mechanisms of y presipitates in Ni - based superalloys// Scr. met. et'mater, 1995.-N10.- P. 1257 - 1262.

63. Сидоров В.В., Морозова Г.И., Петрушин И.В. и др. Фазовый состав и термостабильность никелевого сплава с кремнием// Изв. АН СССР.- 1990.- N1.- С 94-103.

64. Бахтеева Н.Д., Виноградова Н.И., Петрова С.Н. Стабильность структуры жаропрочных монокристаллов никелевых суперсплавов// Тезисы

докладов 14 международной конференции. Самара, 27-30 июня, 1995.- С.

65. Клещев A.C., Власова D.H., Ляхова Л.В. Особенности процесса деформации и разрушения никелевых сплавов в условиях имитирующих режимы эксплуатации// МиТОМ.- 1995.- N11.- С. 25-27.

66. Баум Б.А. Металлические жидкости - проблемы и гипотезы. М: Наука, 1979.- 120 с.

67. Баум Б.А., Хасин P.A., Тягунов Г.В. Жидкая сталь.- М:Металлургия, 1984.- 208 с.

68. Барышев Е.Е., Костина Т.К., Тягунов Г.В., Плеханов С.А.Влияние термовременной обработки на структурообразование некоторых жаропрочных сплавов и инструментальных сталей/Тезисы IX Уральской школы металловедов-термистов: Достижения в области металловедения и термической обработки, Свердловск, 1985.- С.50-51.

69. Кочегура Н.М., Соколов В.М., Марковский Е.А. Изменение химической неоднородности и термодинамическая оценка образования карбидов и нитридов в никелевых расплавах при температурно-временной обработке//Термодинамика процессов формирования структуры литых сплавов.-Киев.- 1986.- С.39-47.

70. Ларионов В.Н., Тягунов Г.В., Калинин В.П., Авдюхин С.П. Влияние способа выплавки на структуру и свойства жаропрочного сплава

ЖСЗДК//Авиационная промышленность.- 1989.- N8.- С.69-72.

I

Ii. Ларионов В.Н., Кулешова Е."А., Тягунов' Г. В., Баум Б. А., Ба-рыСовершенствование технологии литья деталей из жаропрочного сплава ЖС26//Авиационная промышленность.- 1989,- N12.- С.50-52.

72. Барышев Е.Е., Тягунова Л.Г., Елсуков А.Е. Влияние температуры максимального нагрева расплава на процесс кристаллизации и структуру литого жаропрочного сплава//Известия вузов. Черная метал-

лургия.- 1994.- N4.- С. 43-44.

73. К механизму влияния ВТОР на кинетику кристаллизации и структуру жаропрочных никелевых сплавов / В.А.Панкратов, Е.А.Кулешова, Б.А.Баум и др.- труды ВШС Взаимосвязь жидкого и твердого ме-, таллических состояний, Сочи, 1991.- С. 81-85.

74. Влияние ВТОР на структуру и механические характеристики литейных жаропрочных никелевых сплавов / Е.А.Кулешова, В.Н.Ларионов, Т.К.Костина и др.- труды ВШС Взаимосвязь жидкого и твердого металлических состояний, Сочи, 1991.- С. 73-77.

75. Барышев Е.Е., Костина Т.К., Ларионов В.Н., Зуев Г.И. Зависимость микроструктуры и свойств никелевого сплава от условий плав-ки//Литейное производство.- 1985.- N7.- С.10-11.

76. Кулешова Е.А., Колотухин Э.В., Барышев Е.Е., Ларионов В.Н., Русаков Г.М. Особенности образования структуры в сплаве ЗКС6У после термовременной обработки расплава//Металловедение и термическая обработка металлов. - 1990.- N11.- С. 61-64.

77. Барышев Е.Е., Костина Т.К. Управление структурой литого металла за счет подготовки его расплава к затвердеванию//Труды второй Всесоюзной школы-семинара Взаимосвязь жидкого и твердого металлических состояний, Сочи, 1991.- С.152-156.

78. Кулешова Е.А., Ларионов В.Н,, Костина Т.К., Барышев Е.Е., Голубовский Е.Р. Влияние высокотемпературной обработки расплава на структуру и механические характеристики литейных жаропрочных никелевых сплавов//Труды второй Всесоюзной школы-семинара Взаимосвязь жидкого и твердого металлических состояний, Сочи, 1991.- С.152-156.

79. Казачков О.И. Повышение эффективности легирования никелевых сплавов тугоплавкими элементами//Металлургия и коксохимия.-Ки-. ев.-1980.- N69.-С.72-74.

80. Козлов Л.Я., Романив Л.М. Модифицирование никелевых спла-вов//Цветные металлы.- 1988.- N1.- С.62-66.

81. Бабаскин Ю. 3., Брик В.Б.. Иванисенко Л.В. и др. Механизм влияния тугоплавких дисперсных частиц на высокотемпературные свойства жаропрочных сплавов// Литейное производство.- 1979.- N3.- С. 5-6.

82. Лариков Л.Н., Бабаскин Ю.3.. Шипицын С. Я. и др. Влияние добавок нитрида циркония на структуру и свойства сплава ЖС6К. В кн. Жаропрочные и жаростойкие сплавы на никелевой основе. М: Нука, 1984.- С. 184-187.

83. Лариков Л.Н., Бабаскин Ю.3., Шипицын С.Я., Шматко О.А. Влияние модифицирования на пластичность сплава ЖС6К// МиТОМ.- 1983.-N2.- С. 52-54.

84. Кочеткова В.А. Исследование влияния модифицирования на плас-. тичность сплава ЖСЗЛК. Автореферат дисс. на соис. ... канд. техн. наук. Киев. 1975.

85. Иванисенко Л.В.. Горб М.Л., Кержнер Е.Г. и др. Влияние модифицирования тугоплавкими частицами на свойства литого сплава ЖС6У// В кн. Новые методы упрочнения литых сплавов. Киев, ИПЛ АН УССР, 1977.- С. 89-96.

86. Иванисенко Л.В., Горб М.Л., Кержнер Е.Г. и др. Влияние основы лигатуры на свойства модифицированного сплава ЖС6У// Там же, С. 105-108. "

- 87. Сабуров В.П., Стасюк Г.Ф., Миктась A.M., Влияние комплексного модифицирования на кинетику кристаллизационных процессов жаропрочных сплавов// Известия вузов, Черная металлургия.- 1989.- N 8.-С. 92-95.

88. Сабуров В.П. Механизм кристаллизации, структура и свойства

отливок из сталей и сплавов, модифицированных УДП тугоплавких соединений// Тез. докл. V Научно-технической конференции, Самара, 1993.-С. 64-68.

89. Миктась A.M. Объемное модифицирование жаропрочных сплавов с целью повышения пластичности и циклической выносливости лопаток ГТД и ГТУ: Дисс. ...канд. тех. наук. Омск. 1988. 191 с.

90. Фаткуллин О.Х. Модифицирование сплавов на основе никеля тугоплавкими карбидами// В кн. Жаропрочные и тугоплавкие сплавы. М: ВИЛС, 1977.- вып. 3.- С. 419-434.

91. Танеев A.A., Деменок О.Б. Исследование влияния ТДС на износостойкость жаропрочных никелевых сплавов// Труды научно-технической конференции Фундаментальные проблемы металлургии, 1995, Екатеринбург.- С. 244-248.

92. Говорухин Л.В. Удельное электросопротивление сплавов железа и никеля с хромом при высоких температурах. Дисс____к.ф.-м.н. Свердловск, 1985.

93. Тягунов Г.В., Цепелев B.C., Кушнир М.Н. Установка для измерения кинематической вязкости металлических расплавов// Заводская лаборатория.- 1980.- т.46.- N10.- С.919-920.

94. Тягунов Г.В., Косилов Н.С., Раскостов В.Н. Методика исследования плотности твердых и жидких металлов с использованием проникающего 'у-излучения//Физические методы исследования твердого тела, меж-вуз. сб. Свердловск, УПИ, 1977.- в."2.- С. 91-94:

95. В.А.Вертоградский,Т.П.Рыкова. Исследование фазовых превращений в сплавах типа ЖС методом ДТА.- В кн.: Жаропрочные и жаростойкие стали и сплваы на никелевой основе.- М.: Наука.- 1984.- С.223-227.

96. В.А.Вертоградский, Т.П.Рыкова. Выявление основных структурных превращений в сплавах типа ЖС методом дифференциального термического

анализа (ДТА).- В кн. Авиационные материалы. Теплофизические исследования жаропрочных сплавов и теплозащитных покрытий. -М.: ОНТИ ВИАМ. 1982.- С.64-69.

97. Беккерт Н., Клемм X. Справочник по металлографическому травлению.- М.: Металлургия, 1979.-336 с.

98. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография.-М.: Металлургия, 1970.- 375 с.

99. Вейнберг Ф.А. Приборы и методы физического металловедения.-

М: Мир, 1973.- 331 с.

100. Глазов В.М., Вигдорович В.Н. Микротвердость металлов и полупроводников.- М.: Металлургия, 1969.- 248 с.

101. Уманский Я.С. Рентгенография металлов. М.: Металлургия, 1967. - 235 с. 102. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении.- М.: Металлургия, 1973. - 583 с.

103. Блэнк Дж. Р., Гледман Т. Количественная металлография. - В кн.: Приборы и методы физического металловедения. Вып.1.- М.: Мир, 1973.- С. 277-331.

104. Золоторевский В.С. Механические испытания и свойства металлов. М.: Металлургия, 1974. - 270 с.

105. ГОСТ 8.207-76. Прямые методы измерения с многократными наблюдениями. Методы обработки результатов измерений. -М.: Изд-во стандартов, 1981.- С. 10.

106. ГОСТ 8.011-72. Показатели точности измерений и формы представления результатов измерений. М.: Изд-во стандартов, 1972.- С.5

107. ГОСТ 16263-70. Метрология. Термины и определения. М.: Изд-во стандартов, 1982.- С. 53.

108. Колотухин Э.В., Ларионов В.Н., Кулешова Е.А., Николаев Б.В. Получение отливок с гарантированным уровнем качества // Литей-

ное производство. - 1988.- N9.- С. 11-12.

109. Колотухин Э.В., Кулешова Е.А., Барышев Е.Е., Тягунов Г.В. Структура жаропрочных никелевых сплавов после термовременной обработки расплава//МиТОМ.- 1995.- N6.- С.6-8.

110. Колотухин Э.В., Баум Б.А., Кулешова Е.А. Влияние строения и свойств металлического расплава на качество отливок // Сталь.-1992.- N 7.- С. 21-28.

111. Колотухин Э.В. Совершенствование технологий выплавки и повышение качества жаропрочных сплавов на основе исследования их удельного электросопротивления. Дисс... к.т.н., 1990.

112. Плотицин Д.Р. Электросопротивление и структура ближнего порядка сплавов на основе никеля при высокой температуре. Дисс... к. ф-м. н., 1991.

ИЗ. Тягунов А.Г., Барышев Е.Е, Цепелев B.C., Костина Т.К, Баум Б.А., Савин 0.В. Удельное электросопротивление жидких жаропрочных сплавов// Расплавы.- 1996.- Мб.- С.23-28.

114. Тягунов А.Г., Колотухин Э.В., Вьюхин В.В. Влияние углерода на физические свойства жаропрочного никелевого сплава в жидком состоянии/Л^ II Всероссийская конференция Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов. Екатеринбург, 1994.- т.2.- С.42.

115. Колотухин Э.В., Тягунов Г.В., Баум Б.А. Влияние углерода на характер температурных и временных зависимостей удельного электросопротивления жаропрочных сплавов 3KCJ26 и ЖС6У//Расплавы.-1994. - N5.-С.28-31.

116. Тягунов А.Г., Колотухин Э.В., Вьюхин В.В. Влияние углерода на физические свойства жаропрочного никелевого сплава в жидком состоянии/АН! Всероссийская конференция Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов. Екатеринбург, 1994.- т2.- С.42.

117. Колотухин Э.В., Баум Б. А., Тягунов Г. В., Ларионов В. Н. О строении жидких промышленных сплавов на никелевой основе//Известия АН СССР. Металлы.- 1989.- N2.- С. 10-12.

118. Масленкова Е.А., Кобылкин А.Н. Влияние температуры нагрева, времени выдержки и скорости охлаждения расплава на кристаллизацию сплава ХН62БМКТЮ// Структура, механические и физические свойства металлических материалов.- 1987.- С. 93-99.

119. Пирогова Г.Д., Левин Е.Е. Состав у'-фазы при длительном старении некоторых жаропрочных сплавов на никелевой основе//«. -1971. -т. 31. - вып, 2.- С. 373-378.

120. Масалева E.H., Рыбников А.И. Влияние структурного состояния на свойства литейного жаропрочного сплава ЖС6К.- В кн. Жаропрочные и жаростойкие стали и сплавы на никелевой основе. М.: Наука. 1984.- С. 177-184.

121. Рыбников А.И. Исследование механизма образования межзерен-' ных частиц К'-фазы в жаропрочных никелевых сплавах на никелевой основе. В кн. Жаропрочные и жаростойкие стали и сплавы на никелевой основе.- М.: Наука, 1984.- С.188-194.

122. Feller-Kniepmeier М., Link T/Dislocation structure in y-y' interfacesof the singl crystal superalloy SRR-99 after annealing and high temperature creep// Met.Sei.Eng.-1989.-v.113 A.- P.191-195.