Длительная прочность никелевых сплавов

Повышение жаропрочности поликристаллических материалов достигается предотвращением или затруднением пластической деформации, обусловленной движением дислокаций. В затвердевшем металле дислокации пронизывают кристаллическую решетку, образуя объемную сетку. Под влиянием приложенных напряжений и высоких температур может происходить движение дислокаций и, кроме того, уже существующие дислокации могут способствовать зарождению новых. Движению дислокаций препятствуют несовершенства кристаллической решетки: вакансии, дислоцированные и чужеродные атомы, дисперсные частицы упрочняющих фаз и границы зерен.

В настоящей работе изучалась длительная прочность сплавов ЖС6-К при температуре 850° С и нагрузке 30 кГ/мм² и ЭП-375 при той же температуре и нагрузке 10 кГ/мм². Исследованию подвергали сплавы, отлитые в стационарных условиях, подвергнутые механической вибрации в период затвердевания с частотой колебаний 95 гц, и центробежнолитой металл, где кристаллизация происходит под комплексным воздействием центробежных сил и естественной вибрации. Сплав ЭП-375 подвергали также воздействию ультразвука с частотой колебаний 19 000 гц.

Высокая жаропрочность сплава ЖС6-К обеспечивается термически устойчивыми карбидными частицами и интерметаллидной фазой типа Ni₃ (Ti, А1).

Пониженная по сравнению со сплавом ЖС6-К, но все же достаточно высокая жаропрочность сплава ЭП-375, достигается только за счет интерметаллидных фаз Ni₄W, Ni₄Mo. Результаты испытаний сплавов на длительную прочность представлены в таблице.

Широко распространено мнение, что сопротивление ползучести больше у крупнозернистого металла. И действительно, при повышенных температурах прочность приграничных участков ниже, чем самого зерна. Кроме того, большая протяженность границ в мелкозернистом металле и их повышенная энергия, неупорядоченность строения границ, зависящая от степени разориентировки зерен, повышают скорость диффузии и уменьшают энергию активации этого процесса. При комнатной и высоких температурах границы зерен способствуют упрочнению металла, препятствуя прохождению дислокаций из одного зерна в другое.

В то же время разупрочнение у границ, связанное с переползанием дислокаций, происходит быстрее и в большей степени. При высоких температурах вакансии или атомы, необходимые для переползания дислокаций, легче и на большее расстояние перемещаются по границам и вдоль них, чем в объеме зерна.

Однако имеются сведения, что увеличение размера зерна не всегда повышает сопротивление пластической деформации при повышенных температурах. В работах показано, что существует определенный оптимальный для каждого сплава размер зерна, превышение которого снижает свойства при температурах, выше эквикогезивной. Так как пластическая деформация происходит по определенным кристаллографическим направлениям, границы зерен являются серьезным, однако не основным препятствием скольжению.

Большое значение на сопротивление скольжению оказывают дисперсность, форма, частота и равномерность распределения упрочняющих частиц и локальных неоднородностей кристаллического строения сплава. Результаты исследований сплавов ЖС6-К и ЭП-375 показали, что определяющим в прочности этих металлов при высоких температурах является не размер зерна. При более мелком микрозерне в сплаве ЖС6-К (вариант — центробежная отливка) наблюдается повышение времени до разрушения в 1,7 раза. Это, очевидно, объясняется тем, что в центробежнолитом металле равномерно распределяются карбиды глобулярной формы в междендритных и межосных пространствах. Такое распределение карбидов позволяет снять напряжения путем ограниченного проскальзывания и предупредить образование путей непрерывного разрушения. Неравномерное распределение карбидов в металле слитков, отлитых в стационарных условиях, приводит к чрезмерному проскальзыванию по границам зерен и вызывает преждевременное разрушение.

Кроме того, повышенная плотность выделений карбидов в центробежнолитом металле по сравнению с металлом стационарной отливки уменьшает длину свободного пробега дислокаций. Так, в центробежнолитом металле, расстояние между карбидами находится в пределах 0,04—0,05 мм, подвергнутом вибрации — 0,05— 0,07 мм, а в металле стационарных слитков — 0,07—0,11 мм.

Электронномикроскопические исследования также показали повышенную плотность выделений частиц интерметаллидной фазы квадратной или прямоугольной формы и уменьшение расстояния между ними в центробежнолитом металле и подвергнутом вибрации сравнительно со структурой металла стационарной отливки.

Исследования микроструктуры сплава ЖС6-К после испытаний на длительную прочность показали, что под влиянием высокой температуры и напряжения происходит коагуляция частиц интерметаллидной фазы. При этом в центробежнолитом металле наблюдается равномерное распределение укрупнившихся частиц. В металле стационарной отливки наряду с дисперсными частицами γ-фазы наблюдаются крупные выделения ее, образующие сплошную оторочку границ зерен. Скорость диффузионных процессов по границам зерен зависит от разупорядоченности структуры границ, которая в свою очередь зависит от взаимной ориентировки соседних зерен.

Образование сплошной оторочки границ зерен в металле стационарной отливки косвенно доказывает большую разориентиров-ку зерен в этом случае сравнительно со структурой центробежнолитого металла. Ускоренная коагуляция частиц γ-фазы обедняет приграничные участки, а локальные напряжения, возникающие вблизи границ вследствие торможения дислокаций, преждевременно разрушают металл.

Изучение длительной прочности сплава ЭП-375 показало преимущество центробежнолитого металла и подвергнутого воздействию механической вибрации и ультразвука (см. таблицу). Время до разрушения в центробежнолитом металле, подвергнутом воздействию вибрации и ультразвука, несмотря на уменьшение размеров зерна по сравнению с металлом стационарной отливки, увеличилось в 1,5—1,7 раза.

Имеются данные, что литой металл имеет большую длительную прочность по сравнению с деформируемым. Это обеспечивается локальной микронеоднородностью распределения химических элементов, дендритным строением литого металла.

При кристаллизации никелевых сплавов молибден легирует в основном междендритные участки, упрочняя их. В мелкозернистом металле перепад концентраций молибдена по телу зерна меньше, чем в крупнозернистом, количество упрочняющей фазы по границам зерен больше. Кроме того, вибрация и центробежные силы способствуют упрочнению кристаллической решетки внутри и между зернами. Это подтверждается тем, что микротвердость тела зерна и приграничных участков в случае центробежной отливки и под воздействием механической вибрации выше, чем стационарной отливки. Так, в центробежнолитом металле микротвердость тела зерна равна 285кГ/мм², приграничных участков — 309 кГ/мм², в металле же, подвергнутом вибрации,— 290 и 305 кГ/мм² соответственно, а в металле стационарной отливки — 280 и 290 кГ/мм². Так как границы зерен в сплаве ЭП-375 при обработке ультразвуком не вытравливаются, приводятся усредненные данные микротвердости — 345 кГ/мм².

Большое сопротивление движению дислокаций оказывает дендритная структура металла. Измельчение дендритных ячеек и уменьшение межосных расстояний, в пространствах между которыми располагаются никельмолибденовые и никельвольфрамовые фазы, уменьшают возможность движения дислокаций и тем самым увеличивают время до разрушения. В случае стационарной отливки наблюдаются крупные дендриты или глобули со средним размером дендритных ячеек 0,15 мм, в случае центробежнолитого металла и подвергнутого вибрации — 0,08 мм, а подвергнутого воздействию ультразвука — 0,05 мм.

В заключение следует отметить, что длительная прочность изученных сплавов зависит от структурного состояния границ зерен, величины дендритов, формы расположения упрочняющих частиц и расстояния между ними. При дисперсной величине карбидов и интерметаллидных фаз, оптимальном расстоянии между ними, повышенной прочности границ зерен, фактор уменьшения размера не оказывает влияния, а время до разрушения сплавов увеличивается.