Суперсплавы
Украинская Ассоциация Сталеплавильщиков

Суперсплавы

Началом истории суперсплавов можно считать 1929 г., когда Бедфорд и Пиллинг дополнительно легировали небольшими добавками Ti и А1 разработанный ранее жаростойкий хромоникелевый сплав с ГЦК решеткой. Введение этих элементов обеспечило существенный прирост сопротивлению ползучести. Интересно, что появление суперсплавов случайно совпало по времени с началом разработки реактивного двигателя. В конце 1930-х годов в Германии и Англии были созданы первые образцы самолетов с турбинными двигателями. Появление новых конструкций обусловило необходимость разработки новых сплавов с высокой жаропрочностью.

Химический состав и основные свойства некоторых отечественных суперсплавов на никелевой основе приведен в таблице 5.4. Сплавы выплавлены с применением вакуумно-дугового переплава.

состав и свойства никелевых суперсплавов после закалки и старения

Суперсплавы на никелевой основе в качестве особо жаропрочных материалов имеют наибольшее распространение. Гомологические рабочие температуры никелевых сплавов выше, чем у других систем легирования, и в двигателях с высокими техническими характеристиками их доля превышает 50 %. Суперсплавы имеют сложный химический состав, насчитывающий до 10 – 12 компонентов.

Железо в сплавах присутствует обычно в виде примесей, хотя имеется ряд марок, содержащих до 30 % и более железа. Легирование хромом (15 – 20 %) обеспечивает стойкость к высокотемпературной коррозии. Молибден и вольфрам, находящиеся либо в твердом растворе, либо в карбидах, повышают жаропрочность сплава. Алюминий и титан с никелем образуют ,-фазу Ni3(Al, Ti), являющуюся основным упрочнителем. Кобальт вводится в никелевые сплавы для понижения энергии дефектов упаковки и интенсифицирует дисперсионное твердение, обусловленное выделением ,-фазы.

В никелевых сплавах после закалки или диффузионного отжига и последующего старения происходит дисперсионное твердение с образованием интерметаллида ,-фазы. Температура нагрева под закалку и температура диффузионного отжига примерно равны и составляют обычно около 1100 – 1300оС. Выдержка при высоких температурах приводит к растворению интерметаллидных фаз с образованием однородного твердого раствора с низкой твердостью и получением необходимого размера зерна. Одно- или двухступенчатое старение проводят при температурах 700 – 950оС.

Выделяющаяся при старении из твердого раствора интерметаллидная ,-фаза обладает уникальными свойствами и вносит определяющий вклад в упрочнение. Как и твердый раствор, она имеет ГЦК структуру и выделяется когерентно. Прочность ,-фазы увеличивается с ростом температуры, а ее пластичность не дает ей стать источником разрушения. Сопротивление ползучести никелевых сплавов зависит от морфологии выделившихся интерметаллидов и их объемной доли (рисунок 5.2). Чем мельче выделения и меньше расстояние между ними, тем выше сопротивление ползучести. Доля выделений больше, чем в жаропрочных аустенитных сталях.

Рисунок 5.2 – Влияние объемной доли ,-фазы на длительную прочность на базе 100 ч для жаропрочных никелевых сплавов. Числа у кривых – температура испытания, оС

Никелевые сплавы, объемная доля ,-фазы в которых превышает 50 %, уже нельзя подвергать горячей деформации обычными способами; изделия из них получают методом точного литья.

В кобальтовые сплавы для стабилизации ГЦК структуры вводится никель. Эти сплавы имеют более высокую концентрацию углерода, так как их основное упрочнение осуществляется за счет образования карбидов Ме23С6 и МеС. После диффузионного отжига при температурах порядка 1200оС и последующей выдержке при 750 – 800оС формируется структура с мелкодисперсными вторичными карбидами.

Определяющей для длительной прочности никелевых и кобальтовых сплавов является стабильность структуры. Структурные изменения обусловлены процессами старения и сводятся к выделению карбидов, трансформации ,-фазы или образованию других интерметаллидных фаз, а также к образованию обогащенной хромом хрупкой o-фазы. Вследствие повышенной диффузионной способности выделения фаз могут протекать относительно быстро при высоких рабочих температурах. Выделения формируются на границах зерен и покрывают границы подобно пленке, понижая сопротивление ползучести.

Аналогично аустенитным сталям добавки незначительного количества бора и частично циркония могут затормаживать диффузию на границах зерен и тем самым способствовать повышению стабильности границ.

Жаропрочные суперсплавы должны содержать минимальные концентрации таких вредных примесей, как S, P, Pb, Bi, Те.

Целью перспективных разработок суперсплавов является повышение надежности и экономичности за счет снижения содержания дорогостоящих легирующих элементов. До температуры 680оС целесообразно использовать железоникелевые сплавы с высокими свойствами, хорошей обрабатываемостью и более низкой ценой, чем у сплавов на никелевой основе.

Направление дальнейших исследований должно пойти по пути разработки суперсплавов с еще большим сопротивлением ползучести, максимальной стойкостью к окислению, сопротивлением термомеханической усталости и повышенной структурной стабильностью. Сопоставление свойств и надежности изделий, изготовленных по разным технологическим схемам, показало технические и экономические преимущества монокристаллической литейной технологии. Для монокристаллических отливок разрабатываются специальные суперсплавы с низким содержанием элементов, упрочняющих границы зерен (С, В, Zr, Hf), и дополнительным легированием рением с небольшими добавками иттрия и редкоземельных элементов.