Cуперсплави

Початком історії суперсплавів можна вважати 1929 року, коли Бедфорд і Пиллинг додатково легованих невеликими добавками Ti і А1 розроблений раніше жаростійкий хромонікелевий сплав з ГЦК гратами. Введення цих елементів забезпечило істотний приріст опору повзучості. Цікаво, що поява суперсплавів випадково збіглося за часом з початком розробки реактивного двигуна. В кінці 1930-х років в Німеччині і Англії були створені перші зразки літаків з турбінними двигунами. Поява нових конструкцій зумовило необхідність розробки нових сплавів з високою жароміцних.

Хімічний склад і основні властивості деяких вітчизняних суперсплавів на нікелевої основі наведено в таблиці 5.4. Сплави виплавлені із застосуванням вакуумно-дугового переплаву.

склад і властивості нікелевих суперсплавів після гартування і старіння

Суперсплави на нікелевої основі в якості особливо жароміцних матеріалів мають найбільшого поширення. Гомологічні робочі температури нікелевих сплавів вище, ніж у інших систем легування, і в двигунах з високими технічними характеристиками їх частка перевищує 50%. Суперсплави мають складний хімічний склад, що налічує до 10 – 12 компонентів.

Залізо в сплавах присутній зазвичай у вигляді домішок, хоча є ряд марок, що містять до 30% і більше заліза. Легування хромом (15 – 20%) забезпечує стійкість до високотемпературної корозії. Молібден і вольфрам, що знаходяться або в твердому розчині, або в карбідах, підвищують жароміцність сплаву. Алюміній і титан з нікелем утворюють, -фазу Ni3 (Al, Ti), яка є основним упрочнителем. Кобальт вводиться в нікелеві сплави для зниження енергії дефектів упаковки і інтенсифікує дисперсійне твердіння, обумовлене виділенням, -фази.

У нікелевих сплавах після гарту або дифузійного відпалу і подальшого старіння відбувається дисперсійне твердіння з утворенням интерметаллида, -фази. Температура нагрівання під загартування і температура дифузійного відпалу приблизно рівні і складають зазвичай близько 1100 – 1300оС. Витримка при високих температурах призводить до розчинення інтерметалідних фаз з утворенням однорідного твердого розчину з низькою твердістю і отриманням необхідного розміру зерна. Одно- або двоступенева старіння проводять при температурах 700 – 950оС.

Виділяється при старінні з твердого розчину інтерметалідних, фаза має унікальні властивості і вносить визначальний внесок у зміцнення. Як і твердий розчин, вона має ГЦК структуру і виділяється когерентно. Міцність, -фази збільшується зі зростанням температури, а її пластичність не дає їй стати джерелом руйнування. Опір повзучості нікелевих сплавів залежить від морфології виділилися интерметаллидов і їх об’ємної частки (рисунок 5.2). Чим дрібніше виділення і менше відстань між ними, тим вище опір повзучості. Частка виділень більше, ніж в жароміцних аустенітних сталях.

Нікелеві сплави, об’ємна частка, -фази в яких перевищує 50%, вже не можна використовувати для приготування гарячих деформації звичайними способами; вироби з них отримують методом точного лиття.

У кобальтові сплави для стабілізації ГЦК структури вводиться нікель. Ці сплави мають більш високу концентрацію вуглецю, так як їх основне зміцнення здійснюється за рахунок утворення карбідів Ме23С6 і МеС. Після дифузійного відпалу при температурах порядку 1200оС і подальшій витримці при 750 – 800оС формується структура з мелкодісперснимі вторинними карбідами.

Визначальною для тривалої міцності нікелевих і кобальтових сплавів є стабільність структури. Структурні зміни обумовлені процесами старіння і зводяться до виділення карбідів, трансформації, -фази або утворення інших інтерметалідних фаз, а також до утворення збагаченої хромом тендітної o-фази. Внаслідок підвищеної дифузійної здатності виділення фаз можуть протікати відносно швидко при високих робочих температурах. Виділення формуються на кордонах зерен і покривають кордону подібно плівці, знижуючи опір повзучості.

Аналогічно аустенітної сталі добавки незначної кількості бору і частково цирконію можуть загальмовувати дифузію на кордонах зерен і тим самим сприяти підвищенню стабільності кордонів.

Жароміцні суперсплави повинні містити мінімальні концентрації таких шкідливих домішок, як S, P, Pb, Bi, Ті.

Метою перспективних розробок суперсплавів є підвищення надійності і економічності за рахунок зниження вмісту дорогих легуючих елементів. До температури 680оС доцільно використовувати железонікелевие сплави з високими властивостями, хорошою оброблюваністю і більш низькою ціною, ніж у сплавів на нікелевій основі.

Напрямок подальших досліджень має піти шляхом розробки суперсплавів з ще більшим опором повзучості, максимальної стійкістю до окислення, опором термомеханічної втоми і підвищеної структурної стабільністю. Зіставлення властивостей і надійності виробів, виготовлених за різними технологічними схемами, показало технічні та економічні переваги монокристаллической ливарної технології. Для монокристалічних виливків розробляються спеціальні суперсплави з низьким вмістом елементів, зміцнюючих кордону зерен (С, В, Zr, Hf), і додатковим легуванням ренієм з невеликими добавками ітрію і рідкоземельних елементів.

Посилання на основну публікацію