Структурные и фазовые изменения в монокристаллических жаропрочных никелевых сплавах после длительных высокотемпературных выдержек

Изменение размера и химического состава у- и у'-фаз в монокристаллических сплавах, образование рафт-структуры и наноразмерных частиц у„/у'н в процессе высокотемпературных выдержек

После проведения стандартной термообработки для ЖНС типична структура, представленная на рис. 6.1 и 6.2. Видно, что в результате такой обработки получена однородная дисперсная (у + у')-структура с высокой объемной долей упрочняющей у'-фазы (70—75%) размером 0,3—0,4 мкм. В междуосных участках размер у'-фазы несколько крупнее, а отдельные частицы достигают размеров порядка 1 мкм. Частицы у'-фазы имеют характерную кубовидную форму. Электронографический и микродифракционный анализ показывают, что частицы у'-фазы в сплавах выстроены в направлениях типа [100]у монокристалла.

Для сплава ЖС-32 В И после термовакуумной обработки (ТВО) характерна следующая структура:

  • • однородная по размеру и форме частиц у'-фазы (у + у')-струк- турная составляющая в дендритной ячейке, форма у'-частицы близка к кубовидной с ребром куба около 0,5 мкм;
  • • вдоль границ дендритных ячеек располагается (у + у ^-структурная составляющая с типичным размером у'-частиц порядка 2 мкм;
  • • в межосных пространствах присутствуют кристаллы неравновесной эвтектической (у + у')-фазы, размеры которых изменяются в широких пределах; • в межосных пространствах присутствуют эвтектические выделения первичных карбидов (Та, Nb)C (рис. 6.3).
Тонкая структура сплава ЖС36-ВИ после полной термообработки

Рис. 6.1. Тонкая структура сплава ЖС36-ВИ после полной термообработки:

а- РЭМ; 6- ПЭМ

Тонкая структура сплава ВЖМ5-ВИ после полной термообработки (ПЭМ)

Рис. 6.2. Тонкая структура сплава ВЖМ5-ВИ после полной термообработки (ПЭМ): а, б, в — структура (у + у'): г — микродифракция с участка в

Тонкая структура сплава ЖС32-ВИ после ТВО

Рис. 6.3. Тонкая структура сплава ЖС32-ВИ после ТВО: а — граница дендритной ячейки; б — междуосной; в — ось дендрита

Для высоколегированных сплавов при кристаллизации с невысоким термическим градиентом в зоне кристаллизации характерна повышенная ликвация легирующих элементов. После проведения полной термообработки не происходит полного устранения ликвационной неоднородности сплавов ЖС32-ВИ, ЖС36-ВИ и ВЖМ5-ВИ: оси дендритной ячейки значительно обогащены W, Re, Мо, Сг по сравнению с междуосным пространством (табл. 6.1).

Содержание элементов в различных точках дендритной ячейки сплавов ЖС36-ВИ,ЖС32-ВИ

Таблица 6.1

Место анализа

Содержание элементов, мае. %

AI

W

Re

Сг

Со

Ti

ЖС36-ВИ

Содержание в осях дендритной ячейки сОЛ

6,14

12,48

2,49

3,51

8,81

0,55

Содержание в междуосном пространстве

с

*'М.П

8,43

6,80

0,44

1,51

7,06

1,00

Коэффициент ликвации элемента,

Кл=солм.„

0,77

1,78

2,33

2,05

1,30

0,54

Содержание в крупных глобулях эвтектических образований с-эвто6р

8,03

7,56

0,46

1,48

7,27

1,10

Коэффициент распределения,

Кр ^о.дАовт.обр

0,81

1,56

5,41

2,05

1,26

0,50

Окончание табл. 6.1

Место анализа

Содержание элементов, мае. %

AI

Ni

W

Re

Сг

Со

Ti

ЖС32-ВИ

Среднее содержание в сплаве

6,0

61,0

8,3

4,0

5,0

9,0

4,0

Содержание в осях дендритной ячейки

с

''О.Д

6,37

62,19

6,62

4,33

4,79

9,18

3,61

Содержание в междуосном пространстве

Г

^м.п.

7,62

64,54

7,57

0,8

1,54

6,72

4,92

Коэф. ликвации элемента, кл = содм

0,84

0,96

1,14

5,41

3,11

1,36

0,73

Содержание в крупных глобулях у'эот

7,82

68,36

4,41

0,81

1,76

7,56

6,36

Коэф. распределения к„ = c0Jcv.9ВТ

0,81

0,91

1,95

5,35

2,72

1,21

0,57

Видно, что при коэффициенте ликвации Кл > 1 легирующие элементы сплавов W, Re, Сг, Со концентрируются в осях дендритов, а при Кл< 1 легирующие элементы Al, Ti, Та, Nb — в междуосном пространстве и глобулях неравновесной эвтектики (у + у'). Из сравнения коэффициентов Кл и Кр (табл. 6.1) видно, что для таких элементов, как А1, Сг, Со, Ti, W эти величины приблизительно равны, и только для Re имеется существенное различие.

При формировании неравновесной (у + у')-эвтектики у-твердый раствор в ее составе обеднен рением по сравнению с осями дендритов, а у'-фаза обогащена танталом.

Результаты экспериментальных исследований фазового и химического состава сплавов ЖС32-ВИ и ЖС36-ВИ приведены в табл. 6.2.

Таблица 6.2

Фазовый и химический состав монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов

Сплав

Фаза

Количество

Химический состав (

заз, мае. %

фазы, мае. %

Ni

Со

Сг

AI

Ti

Nb

Та

Мо

W

Re

ЖС36-ВИ

У'

68,6

66,7

6,9

2,0

8,0

1,8

1,4

-

1,0

12,0

0,45

V

31,4

60,8

13,8

7,3

1,0

0,1

0,4

1,1

10,4

5,1

ЖС32-ВИ

У'

61,2

68,1

7,1

2,1

7,8

-

1,2

3,7

0,6

8,6

0,8

У

37,4

50,5

14,3

9,8

2,6

0,9

2,0

1,6

8,9

9,4

Полученные данные показывают, что Re в основном входит в состав у-твердого раствора. Он имеет самый низкий коэффициент распределения, что определяется его незначительной растворимостью (порядка 1 ат. %) в у'-фазе Ni3Al и свидетельствует о высокой эффективности рения как основного упрочнителя твердого раствора ЖНС. Вольфрам равномерно распределяется между у'- и у-фазами, а тантал преимущественно легирует у '-фазу.

На специальных образцах были исследованы калориметрические эффекты (ДСК) при нагреве и охлаждении со скоростью 20 °С/мин в термоанализаторе (рис. 6.4—6.6). Кривые ДСК показывают экзо- и эндотермические пики реакций в образце при нагреве и охлаждении.

ДСК (1,2) и производная ^ДСК (3,4) при нагреве (1, 3) и охлаждении (2,4) сплава ЖС36-ВИ

Рис. 6.4. ДСК (1,2) и производная ^ДСК (3,4) при нагреве (1, 3) и охлаждении (2,4) сплава ЖС36-ВИ

Пик ДСК при 874 °С в процессе нагрева соответствует начальным процессам растворения у'-фазы в твердом растворе, а в интервале до 1000 °С происходит растворение у'-частиц, имеющих бимодальное распределение по размеру. При Т= 1245 °С у'-фаза начинает интенсивно растворяться, достигая максимальной скорости при 1260 °С, при Т = 1312 °С происходит полное растворение у'-фазы и остатков неравновесной эвтектики (у + у'), а сплав ЖС36-ВИ переходит в однофазное состояние у-твердого раствора.

При охлаждении образца в температурном интервале 1257—1200 °С на кривой ДСК наблюдается интенсивная экзотермическая реакция (выделение энергии), которая свидетельствует о начале распада у-твердого раствора с образованием частиц у'-фазы. Начало выделения у'-фазы соответствует 1257 °С, максимальная скорость выделения у'-фазы соответствует 1225 °С, а переход сплава ЖС36-ВИ в двухфазное (у + у')-состояние заканчивается при 1000 °С.

Результаты измерения ДСК показывают, что темп растворения упрочняющей у'-фазы в сплаве ЖС36-ВИ в интервале температур 950—1200 °С очень низкий, что чрезвычайно важно для оценки температурно-напряженного состояния лопаток ТВД современных ГТД.

Исследование калориметрических эффектов (ДСК) при нагреве и охлаждении сплава ЖС32-ВИ показало (рис. 6.5), что температура начальных процессов растворения у'-фазы в твердом растворе составляет 814 °С.

ДСК (1, 3) и производная 4ДСК (2,4) при нагреве (а) и охлаждении (б) сплава ЖС32-ВИ

Рис. 6.5. ДСК (1, 3) и производная 4ДСК (2,4) при нагреве (а) и охлаждении (б) сплава ЖС32-ВИ

В интервале температур 800—900 °С происходит растворение мелких частиц у'-фазы и до 1038 °С ее количество в сплаве практически не изменяется. При дальнейшем повышении температуры начинается процесс растворения у'-фазы, а при 1255 °С частицы у'-фазы начинают интенсивно растворяться, достигая максимальной скорости при 1275 °С; при 1300 °С происходит полное растворение у-частиц у'-фазы ву-твердом растворе.

При охлаждении образца в температурном интервале 1262—1210 °С на кривой ДСК отображается экзотермическая реакция, которая свидетельствует о начале распада у-твердого раствора с образование частиц у'-фазы. Начало выделения у'-фазы соответствует 1262 °С, максимальная скорость — 1238 °С, а переход сплава в (у + у')-состояние заканчивается при 1080 °С.

Результаты измерения ДСК непосредственно позволили определить температурный интервал стабильности структуры (у + у')-сплава ЖС32-ВИ 1000-1200 °С.

При нагреве сплава ВЖМ5-ВИ после полной термообработки у'-фаза начинает интенсивно растворяться при Т= 1257 °С, и сплав переходит в состояние у-твердого раствора при Т = 1309 °С. При охлаждении закаленного образца начало выделения у'-фазы из твердого раствора соответствует 1259 °С, максимачьная скорость выделения — 1228 °С, а переход сплава в (у + у')-состояние заканчивается при 1000 °С (рис. 6.6).

Следует отметить, что при увеличении концентрации Та в сплаве ВЖМ5-ВИ происходит смещение температур начала и конца растворения у'-фазы в область более высоких температур, что значительно повышает стабильность у'-фазы и, следовательно, длительную прочность сплава.

По кривым ДСК и их производных (

Таблица 6.3

Температуры фазовых переходов в (у + у'(-структуре сплавов при их нагреве и охлаждении

Стадия фазового перехода

Значения температуры, °С

ЖС32-ВИ

ЖС36-ВИ

ВЖМ5-ВИ

Нагрев

Начало растворения у'-фазы

874

874

900

Максимальная скорость растворения у'-фазы

1275

1260

1272

Полное растворение у'-фазы

1300

1310

1310

Окончание табл. 6.3

Стадия фазового перехода

Значения температуры, °С

ЖС32-ВИ

ЖС36-ВИ

ВЖМ5-ВИ

Охлаждение

Начало выделения у'-фазы

1262

1257

1259

Максимальное выделение у'-фазы

1238

1225

1228

ДСК (1, 3) и производная

Рис. 6.6. ДСК (1, 3) и производная <7ДСК (2,4) при нагреве (а) и охлаждении (б) сплава ВЖМ5-ВИ

Исследовано изменение тонкой структуры сплава ЖС36-ВИ после кратковременных нагревов до различных температур: а) нагрев до 1100 и 1150 °С соответствовал стабильному состоянию (у + у')- структуры сплава с увеличением размера у'-частиц; б) нагрев до 1230 °С соответствовал началу интенсивного растворения у'-фазы, а нагрев до 1300 °С — переходу (у + у')-структуры сплава в однофазную у-фазу.

Тонкая структура сплава ЖС36-ВИ после данных нагревов показана на рис. 6.7, 6.8. Видно, что изменение структуры сплава после кратковременных нагревов до различных значений температуры (размеры, форма у'-фазы и толщина у-прослоек) соответствует определенным по ДСК температурным интервалам фазовых переходов в сплаве.

Прослойки у-фазы при нагревах до 1240 °С имеют сложное строение: они состоят из ультрамелкой смеси (у + у')-фаз (рис. 6.8, а, б).

Тонкая структура (РЭМ) сплава ЖС36-ВИ [001] после кратковременных нагревов (выдержка 30 мин)

Рис. 6.7. Тонкая структура (РЭМ) сплава ЖС36-ВИ [001] после кратковременных нагревов (выдержка 30 мин): а-Т= 1100 °С;б- Т= 1150 °С; в - Т= 1230 °Сг-Т= 1300 °С

Выделений ТПУ-фаз в сплаве ЖС36-ВИ [001] после кратковременных нагревов практически не обнаруживается. Иногда в сплаве встречаются отдельные вторичные частицы округлой формы (рис. 6.9), которые расположены в у'-фазе Ni3AI, обогащены тяжелыми элементами сплава W, Re, Мо, Сг и представляют собой p-фазу. Между кристаллическими решетками р- и у'-фаз выполняется строгое кристаллографическое ориентационное соотношение.

Тонкая структура (ПЭМ) сплава ЖС36-ВИ [001] после кратковременных нагревов (выдержка 30 мин)

Рис. 6.8. Тонкая структура (ПЭМ) сплава ЖС36-ВИ [001] после кратковременных нагревов (выдержка 30 мин): а - Т= 1100 °С; б — 7= 1150 °С;*- Т= 1230 °С; г - Т= 1300 °С

Мелкодисперсные выделения ц-фаз в сплаве ЖС36-ВИ [001] после кратковременных нагревов (Т = 1100 °С, т = 30 мин)

Рис. 6.9. Мелкодисперсные выделения ц-фаз в сплаве ЖС36-ВИ [001] после кратковременных нагревов = 1100 °С, т = 30 мин)

Основной проблемой литейных ЖНС является термическая стабильность структуры и фазового состава сплавов в процессе эксплуатации.

При воздействии высоких температур (выше 1050 °С) и напряжений происходят процессы коалесценции, сращивания частиц у'-фазы с образованием рафт-структуры и растворения у'-фазы. В процессе эксплуатации в сложнолегированных жаропрочных сплавах могут образоваться ТПУ-фазы различного типа: ромбоэдрическая p-фаза, тетрагональная ст-фаза и орторомбическая Р-фаза.

В процессе длительных высокотемпературных выдержек сплава ЖС36-ВИ 1001] в интервале температур 1050-1200 °С у'-фаза теряет свою кубовидную огранку, происходит ее сращивание и интенсивный рост в направлении, перпендикулярном [001], то есть происходит образование рафт-структуры (рис. 6.10, 6.11). Формирование такой структуры обусловлено перераспределением легирующих элементов в матрице (у-фазе), обогащением граней кубовидной у'-фазы у'-образующими элементами сплава. Движущей силой такого изменения морфологии у/у'-структуры сплава под влиянием температуры является несоответствие параметров решеток и модулей упругости у- и у'-фаз.

Изменения тонкой структуры сплавов ЖС32-ВИ и ВЖМ5-ВИ после высокотемпературных выдержек приведены на рис. 6.12—6.15.

Структура (РЭМ) сплава ЖС36-ВИ 10011 после высокотемпературных выдержек

Рис. 6.10. Структура (РЭМ) сплава ЖС36-ВИ 10011 после высокотемпературных выдержек: а - Т= 1250 °С, 5 ч ;б- Т= 1200 °С, 10 ч; в - Т= 1150 °С, 500 ч; г— Т= 1100 °С, 1000 ч; д- Т= 1050 °С, 500 ч; е- Т= 1050 °С, 1000 ч

Тонкая структура (ПЭМ) сплава ЖС36-ВИ [001] после высокотемпературных выдержек

Рис. 6.11. Тонкая структура (ПЭМ) сплава ЖС36-ВИ [001] после высокотемпературных выдержек: а- Т= 1150°С, 500ч6- Т= 1100 °С, 1000ч; в- Т= 1050 °С, 500 ч;г- Т= 1050°С, 1000ч

Структура (РЭМ) сплава ВЖМ5-ВИ после высокотемпературных выдержек

Рис. 6.12. Структура (РЭМ) сплава ВЖМ5-ВИ после высокотемпературных выдержек:

а-Т= 1200 °С, 200 ч;б — Т= 1150 °С, 500 ч; в - Т= 1100 X, 500 ч; г- Т= 1100 “С, 1000ч

Структура (ПЭМ) сплава ВЖМ5-ВИ после высокотемпературных выдержек

Рис. 6.13. Структура (ПЭМ) сплава ВЖМ5-ВИ после высокотемпературных выдержек:

а- Т= 1200X, 200ч; б-Т= 1150 °С, 500ч;в - Т= 1I00X, 500ч;г- Т= 1100Х, 1000ч

Изменение содержания легирующих элементов в первичной у'-фазе NiAl и ее среднего размера (d) в сплаве ЖС36-ВИ в процессе выдержек

Рис. 6.14. Изменение содержания легирующих элементов в первичной у'-фазе Ni3Al и ее среднего размера (dcp) в сплаве ЖС36-ВИ в процессе выдержек: а — при 1100 °С; б — при 1150 °С; 6? — при 1200 °С

При изменении Al, Ti, W и Re в первичной у'-фазе, а также ее среднего размера в процессе высокотемпературных выдержек видно, что в процессе выдержек происходит значительный рост размера первичной у'-фазы, ее обогащение AI, Ti и значительное уменьшение содержания W и Re (рис. 6.14).

Таким образом, в сплаве ЖС36-ВИ [001] при высокотемпературных выдержках происходит изменение фазового состава, морфологии и размеров у'- и у-фаз.

При высокотемпературных выдержках происходит и рост прослоек у-твердого раствора, и значительное его обогащение тугоплавкими элементами W, Re, Сг, Мо. При охлаждении образцов от температуры выдержки на воздухе происходит распад у-фазы по схеме у -*?у„ + у'н и образуется ультрамелкодиспсрсная смесь (ун + у'н) наноразмерно- го уровня (рис. 6.15, 6.16). Мелкие частицы у'н-фазы имеют размеры 20—60 нм, а прослойки у„-фазы между частицами у',, имеют толщину порядка 10—20 нм. Формирование у'„-фазы также происходит на границах крупной у'-фазы со смесью (ун + у'н).

В темнопольном изображении в сверхструктурном рефлексе (001 )у. «светятся» крупные частицы первичной у'-фазы и вторичные ультрамел кодисперсные частицы у'н -фазы (рис. 6.16).

Наноразмерные частицы уизменяют свою форму и размер в зависимости от температуры выдержки: при Т= 1050... 1100 °С они имеют округлую форму в матрице из у-фазы (рис. 6.16, а, б), а при Т > 1150 °С частицы у'н-фазы принимают кубовидную ограненную форму (рис. 6.16, в, г) и их размер увеличивается с 20 по 100 нм.

На границе первичная у'-фаза/(у'н + у„)-частицы у'н-фазы имеют вытянутую форму вдоль границы раздела и их размер составляет более 100 нм в длину (рис. 6.16, а, б).

На границе раздела крупная (первичная) у'-фаза/(у„' + у„) в плоскости фольги видны дислокационные скопления (рис. 6.17, а—в) от нескольких систем скольжения, что свидетельствует о срыве когерентности между у- и у'-фазами.

Извилистость линий дислокаций, вероятно, связана с наличием у этих границ раздела у'н-фазы наноразмерного уровня (рис. 6.17, б, в). На рис. 6.17, г показан контраст дислокаций на границе раздела первичная у'-фаза/(ун' + ун), а также отдельные дислокации на фоне (Ун' + ун)-структуры.

Структурное состояние (у'первичная + смесь уу' наноразмерного уровня) сплава ЖС36-ВИ [001] после высокотемпературных выдержек

Рис. 6.15. Структурное состояние (у'первичная + смесь ун/у'н наноразмерного уровня) сплава ЖС36-ВИ [001] после высокотемпературных выдержек: а-Т= 1200 °С, 20 ч б-Т= 1150 °С, 500 ч; в - Т= 1150 °С, 500 ч;г- Т= 1100 °С,500ч

Темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе (001).,.тонкой структуры сплава ЖС36-ВИ [0011 после высокотемпературных выдержек

Рис. 6.16. Темнопольное изображение в сверхструктурном рефлексе (001).,.тонкой структуры сплава ЖС36-ВИ [0011 после высокотемпературных выдержек: а-Т= 1050 °С, 500 ч; 6— Т= 1100”С, 500 ч; в, г - Т= 1150 °С, 500 ч

Аналогичные изменения структуры и химического состава фаз после длительных высокотемпературных выдержек наблюдаются и в мо- нокристаллическом сплаве ВЖМ5-ВИ (рис. 6.18, 6.19). Длительная выдержка сплава ВЖМ5-ВИ при высокой температуре приводит к значительному изменению химического состава у- и у'-фаз; такие элементы сплава, как Cr, Со, Mo, W и Re, концентрируются в мелкодисперсной смеси (у„ + у'„), а Al, Ti, Ni и Та — в крупной у'-фазе. Следует подчеркнуть, что Re в основном входит в у-твердый раствор, а Та — в у'-фазу.

Светлопольное изображение границ у'/(у'+ у„) в сплаве ЖС36-ВИ [001] после высокотемпературных выдержек

Рис. 6.17. Светлопольное изображение границ у'/(у'н+ у„) в сплаве ЖС36-ВИ [001] после высокотемпературных выдержек:

а, б, в — граница yV(Y'h+ Y) почти параллельна плоскости фольги сплава; г — граница у'/(у'„+ у) в плоскости фольги сплава

Изменение тонкой структуры (ПЭМ) сплава ВЖМ5-ВИ после выдержек при Т= 1200 °С

Рис. 6.18. Изменение тонкой структуры (ПЭМ) сплава ВЖМ5-ВИ после выдержек при Т= 1200 °С: а — исходная; б — 200 ч; в — 500 ч; г — 1000 ч

Состав у- и у'-фаз в сплаве ВЖМ5-ВИ, мае. %

Зона анализа

Сг

Со

Ni

Мо

Та

W

Re

1 — крупная у’-фаза

1,86

6,73

71,36

1,52

11,33

5,90

-

2 — наноразмерная у'н-фаза

2,88

7,19

70,07

2,04

8,96

7,89

-

3 — наноразмерная смесь (У.,+У'н)-Фаз

7,3

12,49

55,25

3,6

2,3

8,70

10,11

Рис. 6.19. Тонкая структура и состав у- и у'-фаз сплава ВЖМ5-ВИ после выдержки при Т= 1150 °С, 500 ч

Таким образом, монокристаллические безуглеродистые сплавы ЖС36-ВИ и ВЖМ5-ВИ после высокотемпературной выдержки в интервале 1050—1200 °С и охлаждения имеют следующее структурное состояние: крупная Y'первичная + мелкодисперсная смесь ун/у'н нанораз- мерного уровня. Изменение химического состава у'- и у-фаз приводит к значительному изменению параметров кристаллических решеток у- и у'-фаз и возникновению напряжений на межфазных границах. При релаксации этих напряжений возникают дислокации на границе у/у'-фаз, а также парные дислокации. Частицы наноразмерного уровня у 'н формируются практически без дислокационных сеток, поэтому они находятся в более напряженном состоянии, чем частицы первичной у'-фазы.

Рассмотрим тонкую структуру сплава ЖС32-ВИ после выдержек образцов при различных температурах (рис. 6.20).

Для сплава ЖС32-ВИ, содержащего углерод, характерно прежде всего возникновение интерметаллидных фаз (а, ц) на основе тугоплавких элементов (Та, Re, Mo, W). Поэтому данные процессы наиболее активно развиваются в осях дендритов. Альтернативная карбидная реакция типа МС —> М6С выражена относительно слабо, очевидно, как вследствие дефицита металлических элементов, так и из-за высокой стабильности первичных карбидов МС на основе Та и Nb.

Тонкая структура (ПЭМ) и образование избыточных фаз в сплаве ЖС32-ВИ после различных выдержек при температурах на воздухе

Рис. 6.20. Тонкая структура (ПЭМ) и образование избыточных фаз в сплаве ЖС32-ВИ после различных выдержек при температурах на воздухе: а, б-Т= 1050 °С, т = 300 ч;в,г— Т= 1100 °С, т = 200 ч; д, е-Т= 1150 °С, т = 100 ч

При оценке результатов испытаний сплава ЖС32-ВИ на экстремальных тепловых нагрузках заслуживает внимания установленный факт большой термической стабильности зон эвтектических колоний в сплаве ЖС32-ВИ, для которого не характерна карбидная реакция МС —> М6С с соответствующим обеднением окружающего твердого раствора тугоплавкими элементами и снижением температуры растворения упрочняющей у'-фазы.

 
Посмотреть оригинал
< Пред   СОДЕРЖАНИЕ   ОРИГИНАЛ     След >