Структура и свойства гранулируемых никелевых сплавов - Белов А.Ф., Аношкин Н.Ф., Фаткуллин О.Х.

Author: Белов А.Ф. Аношкин Н.Ф. Фаткуллин О.Х.

Tags: технология обработки без снятия стружки в целом: процессы, инструмент, оборудование и приспособления металлургия обработка металлов металлы сплавы металлы и сплавы

Year: 1984

Similar

Механические свойства сталей и сплавов при пластическом деформировании

Титановые сплавы. Состав, структура, свойства

Контроль качества сварки

Химико-термическая обработка металлов и сплавов

Text

А. Ф. БЕЛОВ, Н. Ф. АНОШКИН
О. X. ФАТКУЛЛИН
СТРУКТУРА
И СВОЙСТВА
ГРАНУЛИРУЕМЫХ
НИКЕЛЕВЫХ

А. Ф. БЕЛОВ, Н. ф. АНОШКИН
О. X. ФАТКУЛЛИН
СТРУКТУРА
И СВОЙСТВА
ГРАНУЛИРУЕМЫХ
НИКЕЛЕВЫХ
СПЛАВОВ
МОСКВА
«МЕТАЛЛУРГИЯ»
1984
УДК 621.762’669.245
Рецензент: докт. техн, наук В.С.Золоторевский
УДК 621.762*669.245
Структура и свойства гранулируемых никелевых сплавов. Белов А.Ф., Анош-
кин Н.Ф., Фаткуллин О.Х. М.: Металлургия, 1984. 128 с.
Изложены основы формирования структуры никелевых сплавов при кристал-
лизации в широком диапазоне скоростей охлаждения: от обычных для слитков
(0,1-1,0 °С/с) до скоростей, характерных для гранул (103 - 104 °С/с). Описаны
закономерности формирования структуры и свойств изделий из новых высоколе-
гированных никелевых сплавов при применении гранулирования в сочетании с ра-
циональным легированием и оптимальной термообработкой. Показано преимущест-
во метода металлургии гранул, обеспечивающего получение сплавов с наиболее
однородной структурой и повышенными механическими свойствами. Обоснован
выбор параметров процесса получения гранул, их дегазации, горячего изостатичес-
кого прессования, деформации и термической обработки.
Для научных и инженерно-технических работников предприятий, научно-иссле-
довательских и проектных организаций металлургической и машиностроитель-
ной промышленности. Ил. 67. Табл. 20. Библиогр. список: 130 назв.
2605000000-057
Б---------------- 127-84
040 (01)-84
© Издательство ’’Металлургия”, 1984
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие........................................................... 4
Г л а в а I. Влияние скорости охлаждения при кристаллизации на структу-
ру и свойства сплавов на основе никеля................................ 6
1. Методы исследования процессов кристаллизации при разных скорос-
тях охлаждения ..................................................... 6
2. Основные эффекты при кристаллизации с высокими скоростями ох-
лаждения ..................................•........................ 8
3. Влияние скорости охлаждения при кристаллизации на фазовый сос-
тав сплава типа ЖС6К............................................... 22
4. Влияние высоких скоростей охлаждения при кристаллизации на струк-
туру и свойства сплавов............................................ 27
Глава II. Влияние параметров процессов металлургии гранул на структу-
ру и свойства гранул и изделий. ..................................... 37
1. Влияние параметров процессов получения на структуру гранул.... 39
2. Влияние параметров компактирования гранул...................... 55
3. Влияние параметров горячей деформации :........................ 84
Глава III. Формирование структуры и свойств изделий при термической
обработке............................................................ 88
1. Изменение фазового состава’и структуры сплавов при термической
обработке.......................................................... 88
2. Структура и механические свойства изделий....................... 100
3. Новые гранулируемые сплавы...................................... ИЗ
4. Технико-экономическая оценка и перспективы метода металлургии
гранул.............................................................. 120
Библиографический список.............................................. 123

ПРЕДИСЛОВИЕ
Развитие многих отраслей машиностроения постоянно выдвигает
новые задачи по повышению прочности, жаропрочности, коррозионной
стойкости и многих других характеристик конструкционных материалов.
Повышение легирования сплавов — важнейшее средство улучшения этих
характеристик. Но традиционный способ производства заготовок и дета-
лей, заключающийся в отливке и горячей деформации слитков, ограни-
чивает развитие легирования сплавов. Усиление зональной и местной неод-
нородности, огрубление дендритной ликвации, возникновение пор, ра-
ковин, трещин, несмотря на использование новейших непрерывных и
• полунепрерывных методов литья, уменьшение эффективности гомо-
генизации, резкое ухудшение деформируемости слитков и, как следст-
вие этого, многократное повышение расхода металла и трудоемкости
производства, — все это во многих случаях становится непреодолимым
препятствием на пути промышленного освоения новых, более легирован-
ных сплавов или применения более экономичных систем легирования
сплавов с повышенным комплексом свойств. Этих недостатков удает-
ся избежать при применении металлургии гранул, сочетающей затверде-
вание расплава в виде микрослитков — гранул с высокой скоростью
охлаждения и консолидации их с достижением плотной, беспористой
структуры изделий.
Использование высоких скоростей охлаждения при кристаллизации
обеспечивает получение однородной мелкозернистой структуры, вы-
сокой дисперсности и равномерности распределения фазовых составляю-
щих сплавов, возможность введения в сплавы легирующих компонентов
в количествах, не достигаемых при обычных методах литья слитков.
Получение плотной структуры заготовок и деталей с достаточной
прочностью связи всего конгломерата исходных гранул достигается за
/ счет высокой чистоты металла на всех стадиях, обеспечения плотного
контакта и взаимной диффузии атомов по всей совокупности соединяе-
мых поверхностей. В качестве методов компактирования могут быть
использованы горячее изостатическое прессование, вакуумное горячее
прессование, пластическая деформация или их сочетание.
Металлургия гранул является дальнейшим развитием метода порош-
ковой металлургии. Наследуя преимущества традиционной порошко-
вой металлургии, в частности резкое сокращение расхода металла, она,
кроме того, позволяет получить изделия значительно больших габаритов
со структурой и свойствами, обеспечивающими их применение в самых
тяжелых условиях нагружения.
Прогрессивный метод металлургии гранул в последний период интен-
сивно разрабатывается и реализуется в промышленных масштабах для
сплавов на основе алюминия, титана, никеля, железа и других металлов.
Внедрение метода металлургии гранул явилось важной составной частью
осуществляемой в нашей стране в соответствии с решениями XXVI съезда
КПСС большой работы по развитию порошковой металлургии.
4
Но несмотря на большой интерес к методу металлургии гранул, в нас-
тоящее время отсутствуют какие-либо публикации, систематически
освещающие закономерности формирования структуры и свойств гранул
и компактных заготовок из жаропрочных никелевых сплавов1.
Настоящая книга имеет целью в определенной мере восполнить этот
пробел.
Авторы выражают искреннюю благодарность инженерам Р.Ф.Баби-
ковой, Г.С.Крыкиной, Н.Н.Рытову, Р.Г.Рыбалову, кандидатам техничес-
ких наук Е.А.Зверевой, Г.В.Анисимовой, Д.С.Попову, В.И.Еременко,
А.А.Офицерову, В.И.Ходкину, Г.С.Гарибову, М.И.Расшивалкину, Н.З.Пер-
цовскому, Н.М.Семеновой, С.В.Олейниковой, докт. техн, наук М.З.Ер-
манку за активное участие в проведении экспериментальной работы.
Авторы глубоко признательны за ценные советы рецензенту докт. техн,
наук В.С.Золоторевскому. Авторы с благодарностью примут все заме-
чания по данной книге, а также предложения по ее дальнейшему
улучшению.
1 Опубликованные в последние годы монографии (Добаткин В.И., Елагин В.И.
Гранулируемые алюминиевые сплавы. М.: Металлургия, 1981. 176 с.; Колпаш-
ников А.И., Ефремов А.В. Гранулируемые материалы. М.: Металлургия, 1977.
240 с.) посвящены проблемам гранулируемых алюминиевых сплавов.
Г л а в a I. ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ
ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СПЛАВОВ
НА ОСНОВЕ НИКЕЛЯ
Различные скорости охлаждения позволяют в широких пределах из-
менять структуру и свойства сплава. При кристаллизации сплавов на
никельхромовой основе в промышленных условиях скорости охлаж-
дения колеблются (от десятых долей до сотен градусов в секунду),
причем эти скорости, как правило, выше тех, которые необходимы для
протекания равновесной кристаллизации. При неравновесной кристал-
лизации сплавов с большими скоростями охлаждения возможны сле-
дующие основные эффекты [1]: 1) диспергирование фазовых и струк-
турных составляющих; 2) получение аномально пересыщенных твердых
растворов; 3) получение метастабильных соединений и другие эффекты.
С целью реализации условий диспергирования структуры в жаропроч-
ных сплавах на основе никеля за счет высоких скоростей охлаждения
при кристаллизации проведены систематические исследования, направ-
ленные на выяснение закономерностей изменения структуры в зависи-
мости от скорости охлаждения и выявление сопутствующих эффектов
пересыщения матрицы легирующими компонентами (углеродом и кар-
бидообразующими элементами).
1. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ ПРОЦЕССОВ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
ПРИ РАЗНЫХ СКОРОСТЯХ ОХЛАЖДЕНИЯ
Исследования проводили на стандартных сплавах с различным легированием
по основным элементам и углероду (ЭИ698 и ЖС6К), а также на модельных спла-
вах на никельхромовой основе с карбидами циркония и ниобия (табл. 1), имею-
щими различную максимальную равновесную растворимость в никеле [2, 3]. Хи-
мические составы приведены ниже, %:
С
ЭИ698 ...... < 0,08
ЖС6К........0,13-0,2
W
ЭИ698 ......
ЖС6К........ 4,5-5,5
Сг
13-16
10,5-12,5
Мо
2,8-3,2
3,5-4,5
Со Ti Al
— 2,35-2,75 1,3-1,7
4-5 2,5-3,0 5-6
Nb В Се
1,8-2,2 < 0,005 < 0,005
— <0,02 —
Разные скорости охлаждения сплавов (от 3 до 5 • 103 °С/с) обеспечивали отлив-
кой их в клинообразную медную изложницу, по высоте которой было зачеканено
семь термопар (рис. 1), а также отливкой слитков вакуумного дугового перепла-
ва (ВДП) и распылением расплавов инертным газом на гранулы. Выбор формы из-
ложницы в виде клина был продиктован необходимостью получить в одном экспе-
рименте одновременно несколько кривых с различными скоростями охлаждения.
Выплавка производилась в открытой индукционной электропечи емкостью
100 кг (МГП-102). Металл от печи к изложнице транспортировался промежуточ-
ным ковшом.
На основании исследований структуры образцов, отобранных в тех точках, где
была зафиксирована скорость охлаждения, строили зависимость размера дендрит-
ной ячейки от скорости охлаждения, которую рассчитывали в интервале кристал-
лизации по экспериментальной кривой охлаждения по методике, приведенной в
работе [4].
Измерения и расчет скоростей охлаждения ( г, для сплава ЭИ698 и г2 для спла-
ва ЖС6К) дали следующие результаты:
6
№ термопары (по рис. 1) . 1
vx, °С/с...............
г2,°С/с................. 1,5 • 103
5
18,0
6 7
32,0 16,0
12,0 4,0
Степень диспергирования фаз, выделяющихся при кристаллизации расплава,
оценивали металлографическим методом. О величине пересыщения судили по из-
менению периода кристаллической решетки твердого раствора и изменению струк-
туры. За первоначальные принимали значения периода решетки гранул сплава
Ni - Сг с содержанием ~ 15 % Сг, т.е. близким к содержанию его в исследованных
сплавах.
Сплавы гранулированные и рассеянные по фракциям, исследовали в исходном
состоянии, а также после отжигов. Рентгеноструктурному анализу подвергали гра-
нулы размером 40-100 мкм.
Таблица 1. Химические составы исследованных сплавов
Температура расплава пер ед р аспылением, °C Содержание легирующих элементов, % (по массе)
Сг Zr Nb c Ni
Ni - Cr
1700 14,5 — — — —
Ni - Cr - Zr
1780 15,2 0,10 — ***
1750 15,2 0,25 — — —
1760 15,2 0,60 — — —
13,0 2,50 — —
1700 15,0 6,65
14,7 9,00 — —• —
Ni- Cr - Zr - C
1650 15,0 3,40 0,26 81,3
(16,6) (2,15) (1,25) (80,0)
15,0 6,50 — 0,53 78,0
(16,6) (4,11) (2,55) (76,7)
15,0 10,60 — 0,87 73,5
(16,7) (6,72) (4,19) (72,4)
15,9 13,20 — 1,04 70,9
(17,5) (8,30) (4,96) (69,2)
' Ni -Cr-Nb
1750 13,8 — 10,5 —
14,0 — 15,5 —
14,2 — 16,7 —
14,0 — 23,3 —
Ni- Cr-Nb-C
1650 14,2 — 5,6 0,64 79,6
(15,7) (3,44) (3,04) (77,8)
14,2 — 7,7 0,77 77,1
(15,7) 4 (4,78) (3,68) (75,6)
14,4 — 8,8 1,10 75,7
(15,8) (5,42) (5,25) (73,5)
14,8 — 11,0 1,21 73,0
(16,3) (6,75) (5,78) (71,8)
Примечание. В скобках даны % (ат.).
7
Рис. 1. Медная изложница для клиновидной отливки {1-7 - номера термопар)
Съемку рентгенограмм проводили в камере КРОС на Cu-излучении на установ-
ке УРС-60 и на дифрактометре УРС-50ИМ на СиКа-излучении, моно хроматированном
кристаллом пиролитического графита. При съемке в камере КРОС в качестве эта-
лона использовали чистый алюминий с периодом решетки 0,4049 нм. Для расчета
периода решетки никельхромовой матрицы использовали линии (331) и (420).
2. ОСНОВНЫЕ ЭФФЕКТЫ
ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ С ВЫСОКИМИ СКОРОСТЯМИ ОХЛАЖДЕНИЯ
Диспергирование карбидной фазы
Сплавы ЭИ698 и ЖС6К. На рис. 2 показана макроструктура клиньев,
залитых в медную изложницу при температуре расплава 1750 °C. При
толщине клина 10 мм для сплава ЖС6К и 15 мм для сплава ЭИ698 столб-
чатые кристаллы прорастают до центра сечения. В более толстых сече-
ниях клиньев в центре появляются равноосные зерна.
Микроструктура разных сечений клиньев представлена на рис. 3 (по-
казана структура тех участков, в которых была зафиксирована скорость
охлаждения). В точке 7- (см. рис. 1)^ где скорость охлаждения состав-
ляла 1,5 • 102 3 °С/с, структура представляет собой мелкие дендриты,
расстояние между их осями второго порядка для сплава ЖС6К состав-
ляет ~ 4 мкм. Выделения карбидов по границам осей и в междендрит-
ных участках являются высокодисперсными*
С понижением скорости охлаждения до 18 °С/с структура сущест-
венно изменяется: появляются выделения избыточной 7г-фазы (белого
цвета), частицы карбидов здесь крупнее, расстояние между осями вто-
рого порядка значительно больше, чем в точке 7, и составляет ~36 мкм.
8
с. 2. Макроструктура клиньев из сплавов ЭИ698 (а) и ЖС6К (б), залитых в медную изложницу
9
При дальнейшем уменьшении скорости охлаждения все структурные
составляющие укрупняются, расстояния между осями второго порядка
для точек 6 и 7 (см. рис. 1) составляют ~ 39 и 49 мкм соответственно.
Влияние скорости охлаждения на расстояние между дендритными
осями второго порядка для сплавов ЭИ698 и ЖС6К имеет следующий
характер:
V , °С/с Толщина Расстояние v, °С/с Т олщина Расстояние
клина в се- между осями клина в се- между осями
чении, второго поряд- чении, второго поряд-
мм ка, мкм мм ка, мкм
Сплав ЭИ698 Сплав ЖС6К
32 38 49 1,5 • 103 1 4
16 48 61 18 30 36
12 38 39
4 48 49
На основании результатов исследования структуры объемов, закрис-
таллизовавшихся с разными скоростями, для сплавов ЭИ698 и ЖС6К
установлена количественная зависимость величины дендритного пара-
метра (расстояние между осями второго порядка) от скорости охлаж-
10
Рис. 3. Дендритная структура (г, д, е -
X 300) и включения карбидов (а, б, в -
X 900) в сплаве ЖС6К при скоростях
охлаждения, °С/с:
а, г - 6 • 10-1; б, д - 18; в, е - 1,5 • 103
дения (рис. 4). Дендритный параметр для сплава ЖС6К подчиняется
равенству Хг = 109 %*д44> а сплава ЭИ698 Xj = 280 г“с где Хх -
дендритный параметр, мкм; — скорость охлаждения. С/с.
Полученные выражения являются частными случаями зависимости,
имеющей фундаментальный характер [5], которая достаточно строго
соблюдается и для никелевых сплавов [6].
Включения, располагающиеся в гранулах по границам дендритов и
ячеек (рис. 5, а, в), были металлографически идентифицированы как
карбиды. Размер карбидов меньше 1 мкм, что характерно для сплавов,
закристаллизованных при больших скоростях охлаждения.
На рис. 4 (пунктир) показано изменение размеров частиц карбидов
в сплаве ЖС6К от скорости охлаждения при кристаллизации в широком
диапазоне значений (скорость охлаждения устанавливалась по величи-
не дендритного параметра). Зависимость размеров частиц карбидов
от скорости охлаждения для сплава ЖС6К выражается формулой d =
= 10,5 %хл44’ где “ размер частиц карбидов, мкм.
Размеры частиц карбидов, являющихся продуктом кристаллизации,
изменяются от 20—40 мкм (максимальные значения >100 мкм) для
11
слитка диаметром 380 мм ВДП при скорости охлаждения < 1 °C/с до
< 1 мкм для гранул. Такой же характер изменения размеров карбидов
наблюдается и в сплаве ЭИ698: от 20-40 мкм (крупные частицы) и 2-
7 мкм (мелкие частицы) в слитке диаметром 380 мм ВДП [7, 8] до
< 1 мкм в гранулах.
Полученные результаты свидетельствуют о возможности эффектив-
ного диспергирования карбидной фазы в сложнолегированных никеле-
вых сплавах посредством увеличения скорости охлаждения при кристал-
лизации. При этом основным механизмом диспергирования карбидов
является уменьшение элементов
дендритной структуры сплавов и,
как следствие, существенное из-
мельчение продуктов кристалли-
зации, выделяющихся в межос-
ных пространствах и по границам
дендритов.
Рис. 4. Зависимость расстояния между
осями дендритов второго порядка (Xj)
для сплавов ЭИ698, ЖС6К и ЭИ437 и
размера карбидных частиц (d) от ско-
рости охлаждения
В настоящее время скорости охлаждения 103 — 104 °С/с уже реали-
зованы в промышленных условиях. Проводятся лабораторные иссле-
дования по кристаллизации с более высокими скоростями охлаждения.
Повышение интенсивности теплоотвода и уменьшение размера гранул
до 30—50 мкм и другие мероприятия позволяют увеличить скорость ох-
лаждения при кристаллизации до 10s — 106 °С/с. К такому же результа-
ту приводят существенное переохлаждение во всем объеме расплава [9]
и гомогенное образование зародышей кристаллизации.
Экстраполяция значений дендритного параметра в область больших
скоростей охлаждения показывает, при каких значениях скорости денд-
ритный параметр приближается к размеру кластера и затем к размеру
элементарной ячейки кристаллической решетки. Но область существо-
вания такой зависимости может быть ограничена из-за уменьшения диф-
фузионной подвижности атомов и образования аморфной структуры
(металлического стекла). Это, в частности, наблюдается при получении
сверхмелких гранул.
Изучение структуры и фазового состава гранул жаропрочных спла-
вов дает определенную информацию о генезисе нитридов и карбонитри-
дов в сплавах. В структуре гранул присутствуют сравнительно крупные
включения нитридов и карбонитридов, располагающихся либо изоли-
рованно । друг от друга, либо в виде скоплений (см. рис. 5, а). Иссле-
дование частиц нитридов и карбонитридов в гранулах различных фрак-
ций показало, что их размер не зависит от размеров гранул. Кривые
распределения размеров нитридов и карбонитридов (рис. 6), построен-
ные для двух плавок, имевших температуру жидкого металла 1700 °C,
аналогичны. Максимум на кривых распределения соответствовал пример-
12
Рис. 5. Микроструктура сплава типа ЖС6К в ви/де гранул фракции 100-180 мкм
(а, в) и слитка диаметром 6q мм .
а - X 1200 (стрелкой показан карбонитрид} ; _ х 500; в, г - X 6000
но одним и тем же размерам включений (2-3 мкм). Аналогичный ха-
рактер распределения карбонитридных включений наблюдался и в слит-
ке диаметром 60 мм, т.е. размеры нитридов и карбонитридов в сплаве
не зависят от скорости охлаждения сплавов. Частотные кривые распре-
деления нитридов и карбонитридов в случае перегрева расплава до бо-
лее высоких температур (1800 °C) имели такой же, как и при 1700 °C,
характер.
Таким образом, закалка из жидкого состояния показала, что в спла-
ве ЖС6К при данном содержании азота (0,01-0,02 %) нитриды в виде
самостоятельной фазь! образуются еще в жидком металле при доста-
точно высоких температурах (по крайней мере, на 400 °C выше темпе-
ратуры ликвидуса). Можно предположить, что карбонитриды образуют-
ся путем растворения углерода в нитридах. Возможность такого процесса
13
следует из диаграмм состояния [10], согласно которым карбиды МеС и
нитриды Л/eN образуют непрерывный ряд твердых растворов. Поэтому
основным методом борьбы со скоплениями грубых карбонитридов
является снижение содержания азо-
та в сплавах. При достаточно низ-
ких концентрациях азота в нике-
левых сплавах нитриды в распла-
вах не образуются [11].
Рис. 6. Размер карбонитридов в слитке
диаметром 160 мм (Д) и гранулах раз-
мером 40-500 мкм (остальные кривые)
сплава ЖС6К
Рис. 7. Микроструктура гранул сплавов
системы Ni — Cr — Zr — С с разным со-
держанием циркония и углерода. X 2000
14
Сплавы систем Ni -Cr - Zr - С и Ni - Cr - Nb - С. Исследовались также по че-
тыре модельных сплава каждой системы с постоянным содержанием ~ 15 %
(но массе) Сг и соотношениями Zr : С или Nb : С, близкими к стехиометричес-
кому (см. табл. 1). Как видно из таблицы, реальное соотношение Zr : С получи-
чись близким к 5 : 3 (1,65), a Nb : С — близким к единице. Таким образом,
чстырехкомпонентная система Ni - Cr - Zr - С изучена по разрезу Ni + 16,6(ат.)%
Сг на ZrsC3 до Zr + С 13 % (ат.). Система Ni - Cr - Nb — С исследована по
разрезу Ni + 15,8 % Сг (ат.) на NbC до Nb + С = 12,5 % (ат.).
На рис. 7 показана микроструктура гранул сплавов с различным содержанием
циркония и углерода. В сплаве с 3,4 % (по массе) Zr и 0,26 % (по массе) С (см.
рис. 7, с) не обнаружено крупных выделений карбидов как в мелких, так и в круп-
ных фракциях гранул. В сплавах с содержанием 6,5 % (по массе) Zr и 0,53 % (по
массе) С и более в структуре наблюдаются крупные выделения карбидов и карбо-
нитридоВу располагающихся произвольно по сечению гранул, чаще в виде скопле-
ний. Выделения по границам дендритных ячеек настолько дисперсны, что при уве-
личении 2000 отчетливо не выявляются. При скорости охлаждения от 5 до 10 GC/c в
структуре сплава с 13,2 % (по массе) Zr и 1,0 % (по массе) С наблюдаются четыре
структурные составляющие: 7-твердый раствор, включения крупных карбидов,
эвтектика 7 + ZrC, эвтектика 7 + интерметаллид циркония (рис. 7, б). По мере
увеличения скорости охлаждения в исследованном диапазоне скоростей сущест-
венного измельчения изолированных карбидов не наблюдается, измельчаются толь-
ко эвтектические выделения. Так, средний размер карбидов при гохл = 5 °С/с
составляет 4,8 мкм, а при »охл = 80 °С/с 3,3 мкм. Следовательно, увеличение со-
держания до 6,5 % (по массе) Zr и до 0,53 % (по массе) С приводит к тому, что
первично кристаллизуются карбиды, и структура гранул состоит из дисперсных
выделений эвтектики по границам дендритных ячеек и крупных выделений
карбидов.
Исследования, проведенные на клиновидных отливках и гранулах, показали,
что в никельхромовом сплаве с содержанием 5,6 % (по массе) Nb и 0,64 % (по
массе) С первично кристаллизуется 7-твердый расгвор, а карбиды, входящие в сос-
тав эвтектики, имеют игольчатую форму и располагаются по границам дендритных
ячеек. Размер частиц карбидов зависит от скорости охлаждения. В сплаве с содер-
жанием 11 % (по массе) Nb и 1,21 % (по массе) С первично кристаллизуются кар-
биды, имеющие форму дендритов при малых скоростях охлаждения (~ 5 °С/с)
и изолированных включений карбидов при ~ 104 °С/с аналогично системе
Ni - Cr - Zr - С с > 6,5 % (по массе) Zr и 0,53 % (по массе) С.
Таким образом, с увеличением скорости охлаждения при кристаллизации в
наибольшей степени измельчаются карбиды, входящие в состав эвтектики. Содер-
жание карбида NbC в двойной эвтектике с 7-твердым раствором выше, чем ZrC.
Получение пересыщенных твердых растворов
Известно, что при скоростях охлаждения ~ 103 °С/с в алюминиевых сплавах,
например, Al - Мп, Al - Cr, Al - Ti, Al — Zr, образуются устойчивые аномально
пересыщенные твердые растворы.
Анализируя неравновесную кристаллизацию в сплавах перитектических сис-
1 см (Al — Zr, Al — Cr), можно связать образование аномально пересыщенных твер-
дых растворов в алюминиевых сплавах с тем, что при высоких скоростях охлаж-
дения кристаллизация идет в соответствии с метастабильными линиями на диаг-
рамме состояния (12].
Способность сплава к образованию аномально пересыщенных твердых раство-
рив В.И.Елагин связывает со следующими факторами [13]:
с "устойчивостью” жидкости против диффузионной кристаллизации при темпе-
ратуре ниже температуры равновесного ликвидуса;
с температурой начала бездиффузионной кристаллизации.
Для получения сильно пересыщенных твердых растворов необходимо, чтобы
кристаллизация проходила при достаточных переохлаждениях (диффузионных,
вызванных накоплением примесных атомов, а не кинетических) (14]. Чем более
15
Таблица 2. Растворимость, % (ат.), переходных металлов IV — VI групп периода
в никеле при больших скоростях охлаждения
Система Равновесная раствори- мость* Эвтектичес- кая концент- рация Область гомо- генности вы- сокотемпера- турной фазы Максимальная раство со скоростью,
30 104- 10s 10е
Ni-Ti 9,6/13,8 15,5 25,0-26,0 (Ni,Ti) 12,2 — —
Ni - Zr** 0/3/- 8,8 — 2,3 — —
Ni - Nb 6,0/14,0 16,2 23,0-26,0 (Ni3Nb) 10,3 — 15,5
Ni-W 11,5/16,4 17,5 — 14,2 20,7 —
Ni - Ta 2,6/15,4 16,0 22,6-26,0 (Ni3Ta) 14,9 — 16,0
Ni - Mo 13,6/27,0 35,0 49,0-51,0 (NiMo) 22,0 28,0
Ni-W 14,0/43,0 51,0 55,0-78,0 21,2 43,0
Ni - Cr 32,0/50,0 54,0 — — — —
* В числителе приведены минимальные значения, в знаменателе — максимальные.
** Данные о равновесной растворимости подлежат уточнению. * VI
полого расположена линия солидуса на диаграмме состояния, тем меньшие нужны
переохлаждения. Однако решающими факторами в расширении области твердых
растворов являются кристаллическая структура, электронное строение, физико-
химические свойства сплавляемых компонентов.
В настоящее время способность никелевых сплавов к пересыщению при больших
скоростях охлаждения определяется экспериментально. В работе А.Н.Петруниной1
установлено значительное пересыщение никеля переходными металлами IV —
VI групп при больших скоростях охлаждения (табл. 2), при этом относительное
пересыщение метастабильного твердого раствора для разных систем колебалось
в значительных пределах. Во всех системах, кроме Ni — Zr, область твердого раст-
вора переходит эвтектическую точку, а в системах Ni - Ti, Ni - V и Ni - W — даже
границу фаз соответствующих химических соединений. Установлено также, что
наиболее устойчивым из пересыщенных твердых растворов является раствор ниобия
в никеле, тогда как сплавы систем Ni — Та, Ni — W, Ni — Ti оказались менее устой-
чивыми.
В сплавах системы Ni — С значительное расширение области твердых растворов
происходит при сравнительно больших (103 - 10‘ °С/с) скоростях охлаждения
[14], но в этой системе область твердых растворов не включает эвтектическую
концентрацию, а максимальная растворимость не превышает 1,85 % [1]. При кон-
центрации углерода выше предела аномальной растворимости даже при более вы-
соких скоростях охлаждения образуется метастабильный карбид Ni3C и графит.
Некоторые данные об образовании пересыщенных твердых растворов на ни-
келевой основе в системах, состоящих из трех и более элементов, получены в наших
работах. В таких системах период кристаллической решетки является сложной
функцией взаимодействия компонентов с основной и друг с другом, и оценка содер-
1 Петрунина А.Н. Влияние условий кристаллизации на структуру и фазовый
состав бинарных никелевых сплавов: Автореф. канд. дис. Днепропетровск, 1972.
16
ческой системы
рнмость при охлаждении
жания легирующего элемента по изме-
нению периода решетки может быть
лишь качественной.
Сплав ЖС6К. При охлаждении
сплава ЖС6К из жидкого состоя-
107 — 10® при Г, °C ния в воде происходит резкое измельчение структурных состав- ляющих, наряду с этим в сплаве не обнаруживается присутствие выде-
1600 1900 2000
17 3 (1500 °C) 20,3 27,0
лений избыточной у'-фазы: исследо-
6,9 вание под электронным микроско-
16,5 17,3 23,0 пом реплик, снятых с гранул спла- ва типа ЖС6К, не позволило одноз-
21,6 17,3 24,5 19,5 26,3 21,6 начно определить наличие частиц
у'-фазы в гранулах размером менее
29,0 34,8 37,4 100 мкм. Отмечается увеличение периодов решетки твердого раст-
47,0 53,7 58,7 вора с уменьшением размеров гра-
56,0 нул (рис. 8) с 0,3588 нм у фрак- ции 300—500 мкм до 0,3595 нм у фракции 40 мкм.
------------------------------ При кристаллизации расплава в
атмосфере аргона выделения упроч-
няющей у'-фазы в структуре гранул размером 100—200 мкм наблюдают-
ся достаточно отчетливо (см. рис. 5, в). Но эта фаза выделяется в более
дисперсном виде по сравнению со слитком (см. рис. 5, г); она имеет
форму, близкую к сфере, и размер <0,1 мкм, а в слитке — кубическую
форму и размер > 1 мкм.
Таким образом, структура гранул сплавов типа ЖС6К является много-
фазной и состоит из пересыщенного, по сравнению с равновесной кон-
центрацией, твердого раствора, дисперсных карбидов и мелкодисперс-
ных выделений у -фазы. Вполне вероятно также отсутствие мелкодис-
Гис. 8. Зависимость периода решетки
у твердого раствора от размера гранул
(</) сплава ЖС6К, полученных распыле-
нием расплава в воду:
1-3 — номера плавок
а, нм
9
0,360
0,359
0,356
0,357
О 700 200 300 с1,мкм
персных выделений у'-фазы в гранулах мелких (менее 100 мкм)
фракций.
Экспериментальные данные, относящиеся к сплаву ЖС6К, позволяют
сделать предположение о наличии пересыщения легирующими компо-
нентами сплавов на основе никеля при кристаллизации с высокими ско-
17
ростями охлаждения. Представляло интерес оценить вклад углерода
и карбидообразующих элементов в пересыщение никельхромовой мат-
рицы при высокоскоростной кристаллизации.
Сплавы систем Ni — Cr — Zr и Ni — Cr — Nb. При изучении пересыщения никель-
хромовой основы компонентами, образующими карбиды ZrC и NbC, оценивали
изменение периода кристаллической решетки раздельно для циркония и ZrC и ана-
логично для ниобия и NbC, т.е. в тройных (Ni - Cr - Zr, Ni - Cr - Nb) и четвер-
ных (Ni - Cr - Zr - С, Ni - Cr - Nb - С) системах.
Ni — Cr - Zr [15]. Результаты измерения периода решетки никельхромовой мат-
рицы исходных гранул размером 40 мкм, легированных цирконием, показаны на
рис. 9 (кривая 2). Общее изменение периода решетки 7-твердого раствора с увели-
чением содержания циркония от нуля до 9,0 % (по массе) невелико и составляет
~ 0,002 нм, т.е. 0,0003 нм на 1 % (ат.) Zr. Результаты измерения периода решетки
термообработанных (отжиг при 700 °C) гранул приведены на рис. 9 (кривые 2-4}.
Отжиг незначительно снижает период решетки матрицы относительно исходного
состояния.
Из сопоставления атомных радиусов никеля, хрома и циркония (по Гольдшми-
ту) следует, что метастабильные растворы замещения Ni - Zr должны обладать зна-
чительно большими периодами решетки, чем растворы Ni - Сг.: Следовательно,
выделение интерметаллидов типа Nig-^Zr [16], Ni5Zr [17] Sum Ni3Zr [18] из пере-
сыщенного цирконием твердого раствора должно сопровождаться сильным пони-
жением периода кристаллической решетки матрицы. По данным рис. 9 это не наб-
людается.
Вся совокупность экспериментальных результатов — малое общее изменение
периода решетки матрицы, отсутствие зависимости ширины интерференционных
максимумов от содержания циркония, слабое влияние отжига гранул на период
решетки 7-фазы, а также видимое присутствие второй фазы эвтектического типа
в структуре исходных гранул — все это свидетельствует о том, что кристаллизация
гранул цирконийсодержащих опытных сплавов при выбранных условиях их полу-
чения не приводит к фиксированию мета-
•стабильного пересыщенного цирконием
твердого раствора. Некоторое понижение
периода решетки твердого раствора при
отжиге является скорее следствием вырав-
нивания концентрационной неоднороднос-
ти, чем результатом распада твердого
раствора.
Zv°k(по массе)
Рис. 9. Зависимость периода решетки Рис. 10. Зависимость периода решетки
7-твсрдого раствора от содержания цир- никельхромовой матрицы от содержания
кония в гранулах: ниобия:
1 — исходные гранулы; 2 — отжиг при у _ исходные гранулы; 2 — нагрев при
700 °C, 1ч; 3 - то же, 4 ч; 4 - то же, Ю00 °C, 24 ч; 3 - нагрев при 700 °C,
25 ч, 24 ч
18
Незначительный максимум на кривой зависимости периода решетки 7-фазы от
одержания циркония, по-видимому, связан с пределом растворимости циркония
н никельхромовой матрице, отвечающим данным условиям кристаллизации
| 0,25 % (по массе) Zr ].
Микроструктурный анализ сплава с высоким содержанием циркония обнару-
живает большое количество эвтектической составляющей.
По данным фазового анализа сплавов системы Ni - Cr - Zr нельзя однозначно
установить тип соединения Ni — Zr. По Хансену [19], установленным соединением
। читается Ni3Zr, но предположительно возможно образование соединения Ni4Zr.
В работе [16] приводятся данные по соединению Ni5Zr: сверхструктура на осно-
ве г.ц.к. решетки с периодом а — 0,6703 нм.
Расчет рентгенограммы, снятой с осадка, выделенного электрохимическим раст-
ворением монолитного образца сплава с содержанием 9,0 % (по массе) Zr, показы-
вает, что соединение может быть отнесено к интерметаллиду Ni5Zr. При этом уста-
новлено, что в осадке содержится 31,8 % (по массе) Ni5Zr.
Полученные данные позволяют определить количество никеля, уходящего из
г фазы в интерметаллид Ni5Zr. Проведенный с учетом работы [20] расчет дает
объяснение монотонного увеличения параметра решетки 7-твердого раствора за
счет роста концентрации в нем хрома.
Ni - Cr - Nb [21]. Результаты измерения периода решетки никельхромовой мат-
рицы исходных гранул, легированных ниобием, приводятся на рис. 10. Следует от-
мстить, что характер рентгенограмм гранул сплавов с ниобием отличается от рент-
генограмм сплавов с цирконием: на первых заметна связь ширины линий с содер-
клнием ниобия.
Ход кривых изменения периода решетки твердого раствора свидетельствует
о постоянном повышении концентрации ниобия в твердом растворе, однако темп
увеличения периода решетки неодинаков в исследованном интервале концентра-
ции. Рост периода решетки 7-твердого раствора с повышением содержания ниобия
до 15,5 % (по массе) связан, вероятно, со стабильным насыщением твердого раст-
вора ниобием, а дальнейшее резкое увеличение периода решетки связано с мета-
< глбильным пересыщением 7-твердого раствора.
Общее изменение периода решетки твердого раствора при увеличении содержа-
ния ниобия до 23 % (по массе) составляет в данной системе 0,007-0,008 нм, т.е.
0.0006 нм на 1 % (ат-) Nb. Различий в периоде решетки матрицы для гранул раз-
ных размеров не обнаружено.
Структура сплавов с 23,3 % (по массе) Nb в исходном состоянии при скорости
охлаждения 104 °С/с характеризуется дисперсным строением, что затрудняет оцен-
ку растворимости металлографическим методом (рис. 11, в).
Исследование фазового состава гранул в исходном состоянии показало нали-
чие на рентгенограммах только отражений от твердого раствора с г.ц.к. решеткой.
I ермообработанные гранулы имеют двухфазную структуру. Межплоскостные рас-
i гояния, не отвечающие решетке матрицы, удовлетворительно согласуются с рас-
< читанными для соединения Ni3 Nb, имеющего орторомбическую решетку с периода-
ми а = 0,511 нм, b = 0,425 нм, с = 0,454 нм [ 22].
Изменение структуры гранул с 23,3 % (по массе) Nb в результате термообработ-
ки (отжиг при 1000 °C, 20 ч) свидетельствует о распаде твердого раствора
(рис. 11, г). Выделяющаяся фаза Ni3Nb имеет пластинчатую форму, размер плас-
। тюк зависит от температуры нагрева.
Полученные результаты показывают, что при гранулировании сплавов на никель-
\ ромовой основе, содержащих до 23,3 % (по массе) Nb, происходит значительное
пересыщение твердого раствора ниобием по сравнению с равновесной раствори-
мостью. Последующий нагрев при 700 и 1000 °C в течение 24 ч приводит к обед-
нению твердого раствора ниобием и выделению интерметаллида Ni3Nb. Перегибы
па кривых зависимости периода решетки от составов сплавов (см. рис. 10) харак-
теризуют растворимость ниобия в матрице при исследованных режимах термооб-
работки, а именно 12,5 % Nb для 1000 °C и 10,1 % Nb для 700 °C.
19
Рис. 11. Микроструктура сплавов систем Ni - Сг - Nb (а-г) и Ni - Cr - Nb - С (д, e)i
а, б -К 800; в-е - X 2000
20
Небольшое увеличение периода решетки матрицы в двухфазной области спла-
системы Ni — Cr — Nb объясняется выделением из раствора интерметаллид-
<|>азы Ni3Nb, которая связывает значительное количество никеля (пропорцио-
•Hiii.uo содержанию ниобия), что приводит к обогащению хромом Твердого раствора.
Исследование клиновидных отливок показало, что при содержании 10,5 % (по
массе) Nb и повышении скорости охлаждения от 3 до 5000 °С/с структура пред-
। фляст собой твердый раствор; в сплаве, содержащем 16,7 % (по массе) Nb, при
шмслении скоростей охлаждения от 5 (см. рис. 11, a) j\q 30 °С/с (см. рис. 11, б)
< । ру к гура сплава двухфазная и существенно меняется с изменением скорости охлаж-
'|' пня. Эти данные свидетельствуют также о недостаточности таких скоростей для
пргдотврархения эвтектического распада с выделением интерметаллида Ni3Nb.
Сплавы систем Ni — Cr — Zr — С и Ni — Cr — Nb — С [23]. Кривые изменения
периода решетки пгкельхромовой матрицы сплавов системы Ni - Сг - Zr - С в за-
висимости от состава показаны на рис. 12. Повышенные значения периода решетки
матрицы исходных гранул по сравнению с отожженными указывают на пересыще-
ние твердого раствора углеродом, достигаемое за счет ускоренной кристаллизации
1’ие. 12. Зависимость периода решет-
ки никельхромовой матрицы гранул
от суммарного содержания циркония
и углерода (-) и ниобия и уг-
ле рода (----) и термической об-
работки:
I, Г — исходное состояние; 2, 2' —
отжиг 750 °C, 20 ч; 3, 3” — отжиг
1000 °C, 20 ч
а, мм
0,3572
0.356k
0,3556
0,35k6
0,35k0
0 2 4 6 в 10Z,7,(am.)
гранул. Положение кривых периода решетки представляется закономерным; кри-
н.1Я 2 лежит выше кривой 3, что связано с большей растворимостью легирующих
•лементов в твердом растворе при 1000 °C по сравнению с 7501 С.
Зависимости периода решетки матрицы отожженных гранул от состава практи-
чески линейны, причем наклон кривых к оси концентрации определяется повышен-
ным содержанием хрома в твердом растворе при увеличении содержания карбида
и интерметаллида в сплаве.
Фазовый анализ сплавов системы Ni - Cr - Nb - С показал наличие в гранулах
всех составов твердого раствора на основе никеля и фазы NbC. На рентгенограммах
видно, что количество NbC в результате отжига существенно возрастает. Особенно
ыметно увеличение доли NbC в структуре сплавов после отжига при 1000 °C.
Гранулы в исходном состоянии имеют больший период решетки, чем отож-
женные. Наклон кривой к оси концентраций для исходных гранул системы
Ni — Cr — Nb — С более крутой по сравнению с соответствующей кривой для сис-
темы Ni — Сг — Zr — С. По-видимому, при кристаллизации гранул сплавов систе-
мы Ni — Сг - Nb — С матрица пересыщается как углеродом, так и ниобием. Послед-
нее было подтверждено расчетом прироста периода решетки матрицы за счет пере-
сыщения ниобием.
Из величин периода решетки матрицы для сплавов системы Ni — Cr — Nb — С
вычли Д а, вносимое углеродом. Полученная зависимость изменения периода решет-
ки от содержания ниобия хорошо совпала с зависимостью, полученной для трой-
ных сплавов Ni - Cr - Nb (см. рис. 10). При отжиге период решетки твердого раст-
вора уменьшается, что связано с выделением монокарбида ниобия и обеднением
твердого раствора. Более низкие значения периода решетки сплавов, отожженных
при 1000 °C, свидетельствуют о большей полноте распада при этой температуре
по сравнению с 750 °C.
21
В микроструктуре гранул с 8,8 % (по массе) Nb и 1,1 % (по массе) С в исход-
ном состоянии при скорости охлаждения 104 °С/с (см. рис. 11, д) частиц карбидов
нет, а после нагрева отчетливо выявляются частицы карбидов глобулярной формы,
расположенные в межосных участках (см. рис. 11, е). Приведенные микроструктуры
характерны для сплавов обеих исследованных систем.
Таким образом, результаты исследований свидетельствуют о наличии существен-
ного пересыщения никелевого твердого раствора углеродом, а для сплавов сис-
темы Ni - Cr - Nb - С и ниобием, возникающего при кристаллизации гранул с вы-
сокими скоростями охлаждения. В пределах рассмотренных концентраций весь
углерод, который имелся в расплаве, в результате кристаллизации фиксировался
в никельхромовой матрице. Действительный предел аномальной растворимости
углерода в никельхромовом сплаве при гранулировании, по-видимому, существенно
выше полученных величин.
Значения периодов решетки клиновидных отливок сплавов системы
Ni — Сг — Zr - С I см. табл. 1; сплав с 4,1Г% (ат.) Zr и 2,55 % (ат.) С] в точках 5-2
(см. рис. 1) 0,3553—0,3558 нм до отжига и 0,3549 нм после отжига при 1000 °C,
20 ч, кристаллизовавшихся при обычных скоростях охлаждения (1—102 °С/с),
свидетельствуют о возможности заметного пересыщения углеродом при получении
слитков и отливок в промышленных условиях.
3. ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ ОХЛАЖДЕНИЯ ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
НА ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВА ТИПА ЖС6К [ 24]
При совершенствовании и разработке технологических процессов по-
лучения изделий и режимов их термической обработки необходимо
решать ряд задач, связанных с особенностями структуры и фазового
состава карбидов применительно к различным системам легирования
и конкретным состояниям сплавов. В этой связи представлялось важ-
ным исследование принципиального влияния повышенной степени пере-
сыщения никелевой матрицы углеродом на указанные характеристики
сплавов. Для неравновесных условий получения изделий на основе гра-
нул было проведено исследование изменения фазового состава и коли-
чества карбидов на одном из сплавов типа ЖС6К — сплаве ЖС6У — в
зависимости от параметров процессов получения и режимов термичес-
кой обработки.
Разделение фаз осуществляли методом избирательного электрохими-
ческого растворения. Интерметаллидную 7'-фазу совместно с карбида-
ми, карбонитридами и боридами выделяли в водном электролите, содер-
жащем 10 г/л сернокислого аммония и 30 г/л лимонной кислоты; кар-
биды, карбонитриды и бориды выделяли в метанольном электролите,
содержащем 70 мл/л НС1 (уд. масса 1,19) и 30 г/л винной кислоты. Анод-
ные осадки исследовали рентгеноструктурным и химическим методами,
а структуру сплавов — при помощи световой и электронной микроско-
пии. Исходным материалом для получс .ия компактных полуфабрикатов
служили гранулы сплава типа ЖС6К (ЖС6У), полученные на установ-
ке ВГУ-2М путем плазменного распыления вращающегося электрода.
Частицы охлаждали в атмосфере аргона. Гранулы по химическому сос-
таву удовлетворяли требованиям технических условий по основным
элементам. Содержание кислорода не превышало 0,01 %. Компактные
заготовки получали по следующей схеме: засыпка гранул в капсулу,
уплотнение на вибростенде, вакуумирование, герметическая запайка
22
। апсулы, нагрев капсулы с гранулами до температуры изостатическо-
। < » прессования.
Компактные заготовки разных размеров получали прессованием
и штампе с глухой матрицей непосредственно в оболочке (квазиизоста-
шческое уплотнение) при 1150—1200 °C. Предварительный нагрев до
| <‘мпературы прессования осуществляли в течение ~20 ч. Прутки изго-
ювляли по следующим схемам: экструдирование свободно насыпанных
। ранул при 1050, 1100 и 1150 °C; экструдирование предварительно уп-
лотненных гранул 1050, 1100 и 1150 °C.
Поведение карбидной фазы в сплаве ЖС6У зависело от скорости крис-
|аллизации. В литом сплаве ЖС6У, затвердевшем в виде гранул, коли-
чество карбидов минимальное, причем эта фаза представлена карбида-
ми, имеющими сложный состав (TiNb) (CN) и плотноупакованную решет-
ку с параметром 0,433 нм (табл. 3). В слитках сравнительно небольших
размеров (диаметр 60 мм) уменьшение скорости охлаждения по срав-
нению с гранулами приводит к увеличению основной первичной карбид-
ной фазы типа (TiNb) (CN).
Длительный нагрев (~ 20 ч) гранул перед компактированием круп-
ных заготовок приводит к выделению значительного количества двой-
ных карбидов (см. табл. 3), содержание которых изменяется в пределах
6—8 % и зависит от температуры компактирования. Максимальное коли-
чество карбидов отмечается при 1100—1150 °C. Карбиды выделяются
в основном по границам гранул, что может явиться причиной хрупкос-
1 и спеченных заготовок.
Схема получения прутков существенно влияет на изменение коли-
чественного соотношения карбидных у'-фаз. Предварительное уплотнение
i ранул перед экструзией способствует образованию большего количест-
ва карбидов (главным образом, 7Ие6С) по сравнению с экструзией сво-
бодно насыпанных гранул. Минимальное количество карбидов и наибо-
лее полное выделение у"-фазы отмечается в случае экструзии при 1150 °C
для прутков, полученных из свободно насыпанных гранул, и 1100 °C
для прутков, полученных экструдированием предварительно уплотнен-
ных гранул. Количество карбидных и у'-фаз соответственно составля-
ло 2,94 и 56,8 % и 4,96 и 57,9 %. Количественный анализ, проведенный
на заготовках и прутках, показал зависимость содержания у'-фазы в
сплаве от типа и количества карбидных фаз. Чем больше в сплаве кар-
бидов (главным образом, Л/е6С), тем меньше выделяется у'-фазы (пос-
ледняя сильно обеднена вольфрамом).
По результатам фазового и химического анализов заготовок после
различных режимов термической обработки видно, что отжиг по режи-
мам 1100 °C, 50 ч и 1220 °C, 8 ч, охлаждение с печью приводит к даль-
нейшему распаду твердого раствора и более полному выделению кар-
бидов и у-фазы. Одновременно с этим происходит, во-первых, перерас-
пределение легирующих элементов между фазами сплава, благодаря
чему дополнительно выделяются двойные карбиды и изменяется коли-
чественное соотношение Ме6С и (Ti, Nb) (CN) в сторону уменьшения
содержания последнего и, во-вторых, у'-фаза достигает практически рав-
23
Таблица 3. Фазовый состав сплава ЖС6У (~0,15 % С) в различных состояниях
Режим Тем- Режим термо- Коли- Состав карбидных фаз, %
компакти- перату- обработки чество--------------------------------------
рования ра экс- кар- Ni Ti Со Сг Nb Mo W
тру зии, бидных
°C фаз, %
Гранулы
- — Исходное сос- 1,28 1,00 18,80 1,00 3,00 18,00 6,40 51,70
тояние
Слиток диамет-
- Тоже 1,46 4,10 30,47 1,50 2,87 18,45 5,30 37,33
Компактные
t- 1150 °C - »» 7,84 9,95 5,62 5,74 9,00 10,85 7,70 51,28
7 = 20 МИН
- 1220 °C, 8 ч, воз- 3,66 25,40 11,73 6,29 8,75 8,48 7,65 31,75
дух + 900 °C, 2 ч,
воздух
1220 °C, 48 ч, воз- 4,97 32,20 7,05 7,05 8,66 16,91 6,64 21,53
дух + 900 °C, 2 ч,
воздух
f=1200 °C, - Исходное сос- 5,90 12,20 5,42 6,44 8,98 4,58 9,83 52,53
7=60 мин тояние
- - 1100 °C, 50 ч, ох- 5,99 13,52 4,68 8,52 9,68 2,84 10,02 50,75
лаждение с печью
- 1220 °C, 8 ч, ох- 6,12 26,80 6,37 10,62 13,89 3,11 6,84 32,35
лаждение с печью
- 1220 °C, 50 ч, ох- 3,5 9 25,63 8,64 11,70 9,75 3,63 6,97 33,71
лаждение с печью
- 1250 °C, 8 ч, ох- 2,83 19,09 13,79 8,13 8,49 11,66 6,72 32,16
лаждение с печью
- 1220 °C, 8 ч, воз- 3,6719,35 10,63 6,82 6,54 7,90 6,82 41,96
дух Пру
Свободная 1050 Исходное сос- 4,66 11,59 3,22 5,79 9,66 7,08 10,09 52,58
засыпка тояние
1100 То же 4,29 9,79 6,53 < 4,67 9,09 9,56 9,80 50,58
1150 » » 2,94 8,84 10,89 2,40 6,46 12,59 8,50 50,34
Предвари- 1050 Исходное 5,76 11,63 3,13 5,56 9,90 5,73 11,29 52,78
тельное состояние
уплотне- 1100 То же 4,96 10,69 5,44 4,84 8,87 8,27 9,88 52,02
ние 7 =
= 30 мин 1150 „ » 5,89 12,23 3,91 4,92 9,85 6,62 9,68 52,80
1100 1220 °C, 8 ч, воз- 3,74 14,18 9,36 5,35 8,30 18,72 8,83 35,30
дух + 900 °C, 2 ч,
воздух
1100 1220 °C, 48 ч, воз- 3,18 6,30 11,33 4,41 7,55 23,60 8,50 38,37
дух + 900 °C, 2 ч,
воздух
Примечание. Давление при компактировании 200 МПа. Сплав во всех
Коли- чество У фа- •1»1, % Состав у'-фазы, % Фазовый состав сплава
Ni Ti Al Со Сг Nb Мо W
. ферические
— — — — — — — — — (Ti, Nb) (С, N>
ром 60 мм
Мм — — — — — — — — (Ti, Nb) (C, N)
шготовки
14,6 >8.6 75,90 3,89 10,24 6,41 2,73 0,84 — — Me6C’f следы (Ti, Ni) (C, N)
69,17 3,43 8,85 6,81 2,19 0,11 0,62 8,82 Me6C (Ti, Nb)(C, N)
59,2 69,63 3,66 8,02 6,72 1,99 0,36 0,54 9,08 Me6C, (Ti, Nb) (C, N)
12,9 70,89 3,85 7,65 7,44 3,04 1Д9 0,37 5,60 Me4C; следы (Ti, Nb) (C, N)
49,4 66,93 4,27 9,23 7,00 2,94 1,58 0,57 7,29 Л7е6С; следы (Ti, Nb) (C, N)
58,8 69,77 3,25 9,07 6,45 2,03 1,41 0,68 7,35 Me6C; следы (Ti, Nb) (C, N); следы Me3 B2
58,8 65,57 3,86 12,69 6,72 2,22 1,45 0,60 6,92 Afe6C; (Ti, Nb) (C, N)
<>0,2 69,12 3,13 8,68 6,68 2,29 1,21 0,75 8,46 (Ti, Nb) (C, N); MesC
60,0 67,23 4,01 9,22 6,81 2,95 1,09 0,73 7,97 Me6 C; (Ti, Nb)(C,N)
гки w &
39,4 — — — — — Me6C, следы (Ti. Nb) (C, N)
46,4 70,12 3,79 8,08 6,68 2,63 0,78 0,56 7,37 Me6 С, следы (Ti* Nb) (C, N)
56,8 67,95 3,75 8,07 7,79 2,71 1,04 0,78 7,91 Me6C; следы (Ti, Nb) (C, N)
48,4 66,91 4,14 11,19 8,86 3,57 1,14 0,74 3,47 Me6 С, следы (Ti, Nb) (C, N)
57,9 69,71 3,71 7,13 7,20 3,04 1,00 0,73 7,49 Me6 С, следы (Ti, Nb) (C, N)
46,1 69,64 4,12 8,09 7,33 3,02 0,80 0,80 6,20 Me6C', следы (Ti, Nb) (C, N)
61,3 70,83 3,46 7,91 6,46 2,06 0,51 0,57 8,21 ЛГе4С; (Ti, Nb) (C, N)
60,9 69,80 3,51 8,62 6,72 2,12 0,36 0,61 8,28 MetC; (Ti, Nb) (C, N)
<< «стояниях содержит у- и у'-фазы.
24
25
новесного состава. Увеличение времени отжига (1220 °C, 50 ч) или по-
вышение температуры (1250 °C, 8 ч) приводит главным образом к из-
менению количества карбидных фаз, содержание которых уменьшается
с - 6,1 % (1220 °C, 8 ч) до -3,6 % (1220 °C, 50 ч) и -2,8 % (1250 °C,
8 ч), и их состава, что связано с растворением избыточных карбидов
и увеличением массовой доли (Nb, Ti) (С, N) в карбидном осадке в ре-
зультате повышения гомогенности сплава. Закалка по режиму: нагрев
при 1220 °C, 8 ч, охлаждение на воздухе, приводит к уменьшению коли-
чества карбидных фаз с —6,1 до —3,7 % по сравнению с отжигом при той
же температуре, что свидетельствует о дополнительном выделении кар-
бидов из твердого раствора при замедленном охлаждении. Поэтому мед-
ленное охлаждение с печью после 8 ч выдержки при 1220 °C отрицатель-
но влияет на количественное соотношение фаз (количество карбидных
фаз остается на уровне — 6 %) и структуру сплава: наблюдается рост
частиц упрочняющих фаз, карбиды в виде грубых скоплений выделяются
в основном по границам зерен (рис. 13, а), что не происходит при закал-
ке (см. рис. 13, б). В то же время после 8-ч выдержки в основном за-
канчивается гомогенизация, растут частицы ?'-фазы и изменяется ее
Рис. 13. Микроструктура сплава ЖС6У (компактная заготовка) :
а - отжиг при 1220 °C, 8 ч; б - закалка при 1220 °C, 8 ч. X 900
морфология (частицы ?'-фазы из сфероидальных превращаются в
кубические).
Влияние старения (900 °C, 2 ч) было исследовано на прутках сплава
ЖС6У после закалки по режимам: 1220 °C, 8 ч и 1220 °C, 48 ч, охлаж-
дение на воздухе (см. табл. 3). Полученные данные показывают, что
старение существенно не влияет на фазовый состав сплава и количествен-
ное соотношение фаз. Также не было отмечено заметных изменений
в структуре сплава.
26
Таким образом, исследование количества и состава фаз в сплаве ЖС6У
। 1 иявает на наличие существенного пересыщения твердого раствора
। юродом легирующими элементами при кристаллизации с высоки-
ми скоростями охлаждения.
4. ВЛИЯНИЕ ВЫСОКИХ СКОРОСТЕЙ ОХЛАЖДЕНИЯ
ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СПЛАВОВ
В связи с высокой дисперсностью и однородностью структуры гранул и отсут-
1НПСМ грубых ликвационных скоплений карбидов и других стабильных соедине-
нии, обусловленных кристаллизацией малых объемов металла с большой скоростью,
» пр.шедливо было ожидать от спеченных жаропрочных сплавов, полученных из гра-
нул, большей технологичности и равномерности механических свойств. Но механи-
ч< < кие свойства спеченного материала, не подвергнутого деформации, в значитель-
ной степени зависят от остаточной пористости [25]. Увеличение времени выдержки
при спекании даже тогда, когда плотность уже почти не изменяется, улучшает
нойства. Высокую длительную прочность удается получать только при выдержке
более 12 ч (температура спекания 1300 °C). Ударная вязкость и сопротивление
V* гадости спеченного сплава инконель-100 несколько ниже, чем компактного, термо-
। ойкость выше у спеченного материала. После деформации и термической обработ-
ки, по данным’ работы [ 26], сплав инконель-100, полученный из гранул, имеет более
иысокие механические свойства (ав = 1373,4 МПа; 6 = 12 %) по сравнению со спла-
иом, изготовленным по стандартной литейной технологии (ав = 1030 МПа, 6 = 8%).
Благодаря успехам металлургии гранул в последние годы появилась возмож-
ность получения из гранул сплавов более высокого качества, чем изготовленных
радиционным методом [26—32]. Это особенно важно для высоколегированных
। руднодеформируемых сплавов, склонных к ликвации.
Особенности структуры и свойств компактного материала, полученного из гранул
и по традиционной технологии, изучали на сплавах ЭЙ698 и ЖС6У в виде прессо-
|| лццых прутков1 и дисков [33—37].
Исходным материалом для получения прутков гранулируемых сплавов ЭИ698 (г)
п ЖС6У(г) были сферические гранулы фракции —315 мкм, полученные методом
вращающегося электрода на установкаВГУ-2М.
Исходным материалом для прутков сплава ЭИ698(л) был слиток размером
.'55 X 450 мм, полученный в вакуумной дуговой печи. Прутки диаметром 25 мм
hi гранул сплавов ЭИ698(г) и ЖС6У(г) прессовали без предварительного уплот-
нения при 1100 °C из контейнера диаметром 85 мм, скорость прессования 50—
60 мм/с. Слиток сплава ЭИ698 (л) прессовали на пруток диаметром 100 мм из кон-
к йнера диаметром 270 мм при 1100 °C; скорость деформации порядка 10” 2 с"1. Из
прутков были изготовлены образцы для испытаний на осадку и растяжение.
Осадку образцов размером 10 X 15 и 20 X 30 мм проводили на испытательной
машине с усилием 1000 кН, оборудованной печью сопротивления и позволяющей
проводить деформацию в изотермических условиях при температурах до 1200 °C.
< корость деформации (е) при осадке изменялась на два порядка (2 • 10“4, 2 • 10” 3,
2- 10“2 с”1).
Механические испытания на растяжение проводили на специально разработанной
ил базе разрывной машины Р-5 установке, обеспечивающей изменение скорости
.сформирования от 0,1 до 1000 мм/мин и температуры до 1300 °C. Образцы ис-
пытывали при 960-1200 °C в диапазоне £ = 10”4 4-10"2 с”1. Значение коэффициен-
11 скоростной чувствительности т определяли переключением скоростей (метод
Ь исофена [38]) и по наклону зависимости 1g ат от 1g £ [39], где аТ - напряжение
। счсния при деформации.
1 Работа проводилась совместно с Ю.Ц-Вайнблатом.
27
Сплав ЭИ698
Прутки из сплавов ЭИ698(л) и ЭИ698(г) имели рекристаллизованную струк-
туру со средним размером зерна 45 и 35 мкм соответственно (рис. 14, а, б). В прут-
ках из сплава ЭИ698(г) видны границы первичных гранул, вытянутые вдоль оси прут-
ка- Границы зерен в ряде случаев совпадают с границами гранул, а иногда прорас-
тают через них.
Значения установившегося напряжения течения образцов при осадке для иссле-
дованных температур и скоростей деформации приведены на рис. 15, из которого
Рис. 14. Микроструктура прессованных
прутков сплавов:
а - ЭИ698(л); б - ЭИ698(г); в -
ЖС6У(г). X 500
следует, что сопротивление деформации сплавов ЭИ698 (л) и ЭИ698 (г) практичес-
ки одинаково, за исключением самой низкой скорости, при которой ат ниже у
сплава ЭИ698(г). Максимальное значение коэффициента скоростной чувствитель-
ности у ЭИ698 тп — 0,22, т.е. сплав не обладает сверхпластичностью.
Образцы сплава ЭИ698 (л), осаженные при 950 °C и ниже, имели деформирован-
ную структуру без признаков рекристаллизации (рис. 16). Деформация при 975 °C
(е =50 %) приводит к появлению первых зародышей рекристаллизации. Степень
спонтанной рекристаллизации увеличивается с повышением температуры деформа-
ции. После осадки при 1050 °C образцы имели полностью рекристаллизованную
। ipvKrypy с размером зерна 30 мкм при всех скоростях деформации, при темпера-
। ре деформации до 1180 °C размер зерна увеличивается до 70-80 мкм. Весь интер-
н. । исследованных температур (800-1180 °C) по типу структуры после деформа-
ции можно разделить на области:
I) 800-950 °C - деформированная структура;
2) 975-1025 °C - частично рекристаллизованная структура;
0 1050-1180 °C - полностью рекристаллизованная структура.
Рекристаллизация в осаженных образцах сплава ЭИ698 (л) неоднородна. Зоны
Hi'i.uia рекристаллизации имеют вытянутую в направлении прессования форму,
и hi геноспектральный анализ показал, что полосы, соответствующие зонам начала
।и кристаллизации, обеднены ниобием и титаном, т.е. соответствуют осям дендритов.
|| мсжосных участках в результате обогащения их выделениями У-фазы и карбидов
Р» i< р металлизация затруднена. Зародыши рекристаллизации при больших степенях
Од формации образуются по границам зерен или грубых карбидов. При малых сте-
шшмх деформации (зоны затрудненной деформации) рекристаллизация начинается
ni'»» образованием зародышей, либо миграцией высокоугловой границы исходных
г ргН.
Рекристаллизация сплава ЭИ698(г) начинается с образования мелких зароды-
|и< й рекристаллизации по границам зерен. Отмечаются также случаи, когда рекрис-
ииишзация начинается миграцией высокоугловой границы через просвет в зерно-
циничных выделениях. Температура начала спонтанной рекристаллизации на 75 °C
••Mine, чем у сплава ЭИ698 (л) (см. рис. 16). Скорость деформации заметно не влияет
»| груктуру. Границы гранул, наблюдаемые в прутке после осадки на 50 %, не вид-
им, т.е.! зерна растут через границы гранул.
Цля определения начала статической рекристаллизации образцы сплавов
Н1ь98(л) и ЭИ698(г), осаженные на 10-60 % при 950 °C и е = 2 • 10“ 3 с“* и имев-
Рис. 16. Структурная диаграмма сплавов
ЭИ698 (л) (-----), ЭИ698 (г) (---)
иЖС6У(г) (-------):
1 — граница: частичная рекристаллиза-
ция - рекристаллизации нет, 2 - грани-
ца: полная рекристаллизация — частич-
ная рекристаллизация
c., МПа
950 1000 1050 1100 1150 t,°C
Гис. 15. Зависимость напряжения тече-
ння от температуры при осадке (е =
0 %) образцов из сплавов ЭИ698 (л)
(-----), ЭИ698(г) (------) иЖС6У(г)
(----) со скоростью, с"1:
/ 2 • 10“2; 2 - 2 • 10“3; 3 - 2 • 10“4
28
29
шие в исходном состоянии перекристаллизованную структуру, подвергали нагреву
в течение 1 ч при разных температурах. Установлено, что температура начала стати-
ческой рекристаллизации этих образцов примерно равна температуре начала спон-
танной рекристаллизации при осадке (рис. 17). Степень деформации в указанных
Оц, МПа а0 2» МПа 6, %
•IU.’IH(i) . 1265-1344 873-942 25-30
НН.'ИИл) . 1187-1216 736-785 21-22
ан, Дж/см2
34-38 - а™0 > 412МПа
23-25 49-78 а’30 = 392 4-
4-412 МПа
пределах не влияет на температуру конца и слабо влияет на температуру начала
рекристаллизации. Таким образом, уровень наклепа мало сказывается на темпе-
ратуре начала рекристаллизации, и наблюдаемое ее превышение у сплава ЭИ698 (г)
над литым не может быть обусловлено различием в совершенстве структуры метал-
ла. Разная склонность к рекристаллизации сплавов ЭИ698(л) и ЭИ698(г) может
быть связана с более дисперсным состоянием и равномерным распределением из-
быточных фаз, способных блокировать зарождение и рост новых зерен в сплаве
ЭИ698(г). Определение температуры полного растворения у'-фазы в сплавах
ЭИ698 (л) и ЭИ698 (г) свидетельствует о том, что в обоих случаях она не превышает
1050 °C, т.е. в сплаве ЭИ698 (л) температурные интервалы рекристаллизации и раст-
ворения у'-фазы совпадают, а в сплаве ЭИ698(г) рекристаллизация проходит при
Особенности структуры и свойств прессованного гранулированного
iHi iHii характерны и для штампованного состояния. Компактные заго-
нн и сплава ЭИ698 изготовляли методом горячего уплотнения в закры-
। । < »п к-инсре при 1200 °с и удельном давлении 441,4 МПа. Гранулы
• iiti.uiii в капсулы, которые предварительно дегазировали, и затем
н пннили, получали плотность в обоих случаях ~ 100 %. Из заготовок
н ищим осадки при 1150 °C на вертикальном гидравлическом прессе
рнпучлни шайбы и диски.
значительно более высокой температуре,
чем растворение у'-фазы. Следовательно,
стабилизирующими факторами, задержива-
ющими рекристаллизацию после растворе-
ния у'-фазы в сплаве ЭИ698(г) являются
дисперсные выделения карбидов.
Рис. 18. Зависимость размера рекристал-
лизованного зерна осаженных образцов
от температуры деформации (-------)
при е — 50 % и от степени деформа-
ции (-----------------):
1 - ЭИ698 (л); 2 - ЭИ698 (г)
Микроструктура деформированного сплава также очень однородна,
• и । ипднмых признаков разнозернистости. Сплав ЭИ698 из сферических
♦ р hi , । имел микроструктуру с едва заметными границами гранул. После
। iiiii.ipiпой термообработки в структуре уже не видно границ гранул,
и и р зерна после термообработки 200—300 мкм. Механические свойства
ни । он после термической обработки представлены ниже:
I формированный из
•ники.................1215,5
п ш in.и< । ированный из
। ptinvii
। 1>ищартная термооб-
piH'ioiKa.......... 1296,8
oiiiiiHi.iB режим тер-
Mi,mi П работки..... 1266,5
ата, МПа
О
а0,2’ МПа 6,% Дж/см2
743,6 22,8 27,4 55,5
831,9 28,4 33,1 97,1
848,6 28,7 28,7 94,1
7S0
<Чоо>
МПа
392
422
432
Рис. 17. Зависимость температур начала
(7) и конца (2) рекристаллизации спла-
вов ЭИ698(л) (--------) и ЭИ698(г)
( ----- ) от степени деформации при
950 °C и? = 2- 10-3 с’1
Пн in гм характеристикам сплав ЭИ698, полученный на основе металлургии гра-
н> । iipriti.iniлет таковые для серийного сплава ЭИ698, изготовленного методом
1нн>1 । последующей деформацией. Применялась стандартная обработка: 1120 ^С,
। по тух 1000 °C, 4 ч, воздух + 775 °C, 16 ч, воздух. Необходимо отметить,
• •и io н1Л11ри1ый режим термической обработки для материала из гранул не являет-
•| ни him Ш1.НЫМ. При соответствующей его корректировке механические свойства
। н 11 rttjri. улучшены. Действительно, термическая обработка с повышенной тем-
шриурпП иконки (1200 °C против 1120 °C) обеспечивает дальнейшее увеличение
4<<ipniipimiiocTif за счет некоторого снижения механических свойств при 20 °C.
И рлбоых зарубежных исследователей1 также отмечается, что свойства (в числи-
Нагрев под закалку (1120 °C, 8 ч) приводит к полной рекристаллизации при
всех условиях деформации. Первичная рекристаллизация при этой температуре
заканчивается в первые минуты выдержки, и затем растет зерно за счет собиратель-
ной рекристаллизации.
На рис. 18 показана зависимость размера зерна после термообработки (е =
= 2 • 10"3 с-1, нагрев 1120 °C, 8 ч) от температуры и степени деформации. В образ-
цах сплава ЭИ698(г) размер рекристаллизованного зерна после термообработки
меньше, чем в ЭИ698(л), примерно в два раза и слабо зависит от температуры и
степени деформации.
Мелкозернистая однородная структура обусловливает высокие при комнатной
температуре механические свойства полученного из гранул сплава ЭИ698 (г), кото-
рые значительно превосходят свойства сплава ЭИ698 (л) :
нри 20 °C, в знаменателе — при 700 °C) кованых дисков сплава удимет-700,
'•••н Н1П.1Х из гранул, выше и равномернее, чем стандартных (40, 41]:
ав, МПа ао,2’ МПа
lbrp/щул.......... 1471/1167 1098/981
< । иш ipiuiac (из
пинП............... 1344/1030 961/858
6, % Время до разрушения^
ч, при г = 760 °C и
а= 588,6 МПа
16/20 48
16/20 30
Н.п 1671230 (США), 1972.
30
31
I
Сплав ЖС6У
Микроструктура прутка сплава ЖС6У (г), показанная на рис. 14, в, не позволяет
судить о размере зерна и о наличии рекристаллизации.
Электронная микроскопия тонких фольг показала, что структура исходных
прутков перекристаллизованная, субзеренная1 (рис. 19, д). Средний размер субзерна
Рис. 19. Микроструктура прутков из
гранулируемого сплава ЖС6У:
а - в исходном состоянии; б — после
деформации при 1150 °C, е =
= 2 • 10“4 с"1; в — после термообра-
ботки при 1220 °C, 1 ч X 20000
0,5 мкм. Среди мелких субзерен встречаются сравнительно крупные (до 2 мкм).
Наряду с равноосными субзернами имеются области с сильно вытянутыми субзер-
нами, образующими микроскопическую полосу. На границах субзерен располагают-
ся частицы карбида Ме6 С размером 0,2—0,3 мкм. Рентгенограмма, снятая с мате-
риала прутка в исходном состоянии, аналогична рентгенограмме деформирован-
ного материала.
Значения установившихся напряжений течения при осадке образцов в зависи-
мости от температур и скоростей деформации показаны на рис. 15. Напряжение
течения сплава ЖС6У (г) при всех условиях деформации меньше, чем сплава ЭИ698.
1 Характер границ (углы разориентировки) установлен путем анализа темно-
польных изображений.
32
Ниже приведены значения коэффициента скоростной чувствительности т для ин-
ициала скоростей 2 • 10" 4 — 2 • 10"2 с'1 :
t, °C ... . 950 1000 1050 1100 1150 1200
ш.......... 0,31 0,41 0,51 0,51 0,50 0,48
Наиболее чувствительно к скорости деформации напряжение течения при 1050
и 1100 °C (w = 0,51).
На образцах сплава ЖС6У (г) после осадки на 65-75 % трещин нет, тогда как на
•Лразцах из литого материала уже после осадки на 10-20 % обнаружены глубокие
I’m. 20. Вид образцов литого (в, г) и полученного из гранул (б) сплава ЖС6У после
испытаний на осадку при 1100 °C:
»• исходное состояние; б - с литыми прокладками, еобр = 70 %; в — с прокладка-
ми из гранул, eogp = 0 %; г — с литыми прокладками, eogp = 15 %
рицины (рис. 20). Отмечено, что в то время, как осадка изготовленных из гранул
образцов происходила без образования трещин при очень низких рабочих напряже-
ниях (9,81 — 19,62 МПа) и эти напряжения в течение всего процесса оставались прак-
i и чески неизменными, деформация образцов из литого сплава ЖС6У сопровожда-
IHH I. образованием трещин и требовала более высоких рабочих напряжений (147,1-
Г>6,2 МПа), которые постоянно возрастали при осаживании.
Как показали механические испытания образцов сплава ЖС6У на растяжение,
проведенные со скоростью 8,3 • 10’3 с"1, максимальное относительное удлинение 6
Гис. 21. Зависимость напряжения течения, предела прочности, относительного удли-
нения и коэффициента скоростной чувствительности от температуры при е —
= 8,3 • 10“3 с-1 (а) и скорости деформации е при 1100 °C (б)
33
(рис. 21, а) существенно зависит от температуры деформации. Увеличение темпе-
ратуры испытания до 1000 °C не приводит к изменению пластичности, а при 1100 °C
относительное удлинение резко возрастает и достигает 1100 % (рис. 21, л, 22, б).
Дальнейшее увеличение температуры до 1200 °C приводит к значительному сниже-
нию пластичности. Температура деформации также влияет на напряжение течения
ат и предел прочности ав. Если при температуре деформации 960 °C напряжение
течения ат и предел прочности составили соответственно 29,43 и 58,8 МПа, то
при 1100 °C только 17,2 и 9,81 МПа. На кривой 6 - t при 1100 °C наблюдается
минимум напряжения течения и предела прочности, соответствующей максимуму
пластичности. Сплав при оптимальной температуре 1100 °C проявляет резко выра-
женную зависимость относительного удлинения от скорости деформации (см.
рис. 21, б). При скорости деформации е = 8,3 • 10"3 с"1 наблюдается максимум
пластичности. Значительно влияет скорость деформации и на напряжение течения,
особенно в интервале скоростей деформации вблизи оптимальной (8,3 • 10"3 с"1).
До скорости 5 • 10"3 с"1 и выше 2 • 10"2 с"1 медленно увеличиваются напряжения,
в то время как в интервале этих скоростей наблюдается повышенная скоростная
чувствительность напряжения течения. Характер кривых ат — е и ов — е качествен-
но одинаков. Коэффициент скоростной чувствительности напряжения течения т
достигает своего максимального значения также и в интервале скоростей
5 • 10"3 с"1 — 2 • 10"2 с"1, что коррелирует с максимальным значением относитель-
ного удлинения 6.
Максимальное значение коэффициента т , определенного переключением скорос-
тей и по наклону кривой ат - е, составляет соответственно 0,75 и 0,55. Отметим,
что некоторое влияние метода измерений на максимальную величину т отмечалось
и в работе [ 39].
Таким образом, при деформации сплава ЖС6У, полученного из гранул, наблю-
даются все признаки свсрхпластического течения: низкие значения действующих
напряжений, высокое относительное удлинение 6, повышенная скоростная чувст-
вительность напряжения течения т, корреляция т и 6 со скоростью деформации.
Наибольшими пластическими свойствами сплав обладает при 1100 °C и скорости
деформации 8,3 • 10"3 с"1.
Эти результаты можно объяснить, рассматривая изменения микроструктуры
и фазового состава сплава в процессе нагрева и горячей деформации.
Как показали исследования фазового состава сплава ЖС6У (см. табл. 3), нагрев
до 1100 °C приводит к повышенному выделению карбидных фаз в сплаве, общая
концентрация которых возрастает до 7,0 % (за счет7Йе6С). Количественные элект-
ронно-микроскопические исследования показали, что структура сплава ЖС6У, полу-
ченного из гранул, претерпевает существенные изменения в зависимости от темпе-
ратуры нагрева, времени выдержки и скорости охлаждения. С повышением темпе-
ратуры и времени выдержки количество мелких частиц уменьшается, а дисперсия
увеличивается. Объемная доля фаз также зависит от температуры, а при увеличе-
нии времени выдержки почти не меняется (рис. 23). Если исходная структура со-
держит ~ 80 % у'-фазы, то при 1000, 1110 и 1180 °C и постоянной выдержке в тече-
ние 40 мин объемная доля у'-фазы равна соответственно 67, 48 и 26 %, т.е. объем-
ное соотношение у- и у'-фаз при 1100 °C примерно 1:1. Следует отметить, что
именно при этой температуре формируется мелкозернистая стабильная структура.
Рентгенографические исследования образцов, испытанных при 950—1200 °C с
различными скоростями, показали следующее. Начало рекристаллизации при
1100 °C обнаруживается, когда е — 2 • 10"3 с"1. Увеличение скорости деформа-
ции до 2 • 10"2 с"1 подавляет рекристаллизацию при 1100 °C, а уменьшение до
2 • 10"4 с"1 интенсифицирует рекристаллизацию. При е = 2 • 10"4 с"1 рекристал-
лизация начинается ниже, а при е = 2 • 10"2 с"1 выше 1100 °C. Подавление рекрис-
таллизации с увеличением скорости деформации более характерно для динамичес-
кой рекристаллизации, чем для спонтанной [42]. Можно сделать заключение, что
в наблюдаемых явлениях существенное место занимает рекристаллизация в процес-
се деформации. После деформации при 1200 °C травлением выявляется зеренная
• .руктура, а рентгенограммы подтверж-
н» юг наличие рекристаллизованной
« руктуры.
При более низких температурах на-
ряду с образованием и ростом новых
icpcH идет завершение полигонизации и
и-рупнение субзерен. Эти процессы не-
|> инородны и связаны с присутствием
м < плаве карбидов. Например, пос ie де-
формации при 1150 °C и 4 =2 -10** с*1
имеются полностью рекристаллизован-
ные участки (см. рис. 19, б) и места,
in< практически сохранилась исходная
н.нигонизованная структура. В послед-
нем случае всегда присутствуют в боль-
шом количестве достаточно дисперсные
карбиды Afe6C, являющиеся основной
причиной блокировки рекристаллиза-
ции.
Следовательно, при 1100 °C и ско-
ро* ги 8,3 • 10** с*1 сплав имеет гете-
рогенную мелкозернистую (с размером
•ярен у и у'-фаз порядка 0,5-1 мкм)
ж рекристаллизованную структуру, ста-
члизированную выделениями карбид-
ах фаз. Роль последних в стабилизации
к ходкой мелкозернистой структуры
лгдует подчеркнуть особо. Действитель-
но. как отмечалось, в областях, где при-
« гствуют карбиды AfeeC, рекристалли-
• «ния сплава ЖС6У не проходит. Подоб-
। и закономерность отмечается и в спла-
... >И698.
Из полученных экспериментальных
•иных видно, что проявление сверх-
.мистичности в сплаве связано с форми-
рованием мелкозернистой стабильной
микроструктуры к моменту деформа-
ции с объемным соотношением у и у-
Ф и. близким к 1:1. Такая двухфазная
< «руктура в принципе аналогична струк-
iv ре сверхпластичного сплава Zn -
’? % Al, и можно полагать, что сверх-
и мистическое течение никелевых спла-
iH.ii типа ЖС6К, полученного из гранул,
.^условлено действием тех же механиз-
мом, которые характерны для дефор-
миции и других сверхпластичных мате-
риалов [43, 44 J.
Для сравнения укажем, что ЭИ698,
имевший крупнозернистую рекристалли-
... панну ю структуру и неблагоприятное
..отношение фаз (содержание у'-фазы
20 %), не обладает сверхпластичностью.
В настоящее время как в отечествен-
ной, так и в зарубежной литературе
большое внимание уделяется эффекту
ш-рхпластичности металлических мате-
ческой обработки (б) и с термической обработкой (в)
Q
£
35
риалов [ 40, 43-46]. Изучение сверхпластичности обычно проводится в двух аспектах:
для выявления механизма этого явления и с целью изыскания путей его практическо-
го использования. Анализ гипотез о механизме сверхпластичности показывает, что
единого мнения по этому вопросу нет, однако общим для различных точек зрения
является признание диффузионной природы этого явления [ 43]. Используя свойство
сверхпластичности жаропрочных сплавов, изготовленных из гранул, можно получать
деформированные полуфабрикаты с большими степенями деформации при отно-
сительно низких (до 10 МПа) усилиях за мини-
мальное число переходов из сложных по хи-
мическому составу сплавов, которые в литом
состоянии не способны к деформации.
Рис. 23. Зависимость объемной доли
?'-фазы от выдержки при 1000 (7),
1100 (2) и 1180 °C (J)
Высокие показатели пластичности, полученные на прессованных прутках одного
из наиболее высоколегированных малопластичных никелевых сплавов — ЖС6У,
позволяют с достаточным основанием полагать, что путем пластического деформи-
рования из такого материала могут быть изготовлены изделия (профили, штампов-
ки, панели) сложной конфигурации с тонкостенными и ажурными элементами.
Таким образом, появляется возможность практически ликвидировать трудоемкую
механическую обработку изделий из высоколегированных никелевых сплавов.
Вместе с тем необходимо отметить, что одним из наиболее важных и сложных
вопросов технологии производства полуфабрикатов из гранул никелевых сплавов
является переход деформированного материала от состояния сверхпластичности
к структурному состоянию, обеспечивающему высокую жаропрочность.
Высокие пластические свойства прессованных прутков, используемые при дефор-
мации, должны быть устранены для обеспечения высоких механических свойств
при комнатной температуре и жаропрочности. Термическая обработка с нагревом
до высоких температур (выше температуры растворения У-фазы) вызывает рост
зерна и позволяет повысить жаропрочность без заметного снижения свойств при
комнатной температуре [ 47].
Сплав ЖС6У, подвергнутый горячей деформации, после оптимальной терми-
ческой обработки при 20-850 °C также обнаруживает более высокий уровень меха-
нических свойств по сравнению со сплавом, изготовленным по стандартной тех-
нологии1 :
or , МПа °Ь,2’ МПа а, % Дж/см т75 0 ч ' 7 0 0» 4
ЖС6У (г) 1324-1452 883-961 10-12 10-12 24,5-38,2 120-160
ЖС6У (л) 1131,1 973,1 7,3 12,1 19,6 36-40
Установленные закономерности отмечаются и в работах иностранных исследо-
вателей. В работе (40J сообщается, что из заготовок сплавов астролой и инко-
нель-100 после экструзии ковкой были получены диски для компрессора. Эти спла-
вы по размеру зерен, структурной однородности и отсутствию ликвации превос-
ходят стандартные. Мелкозернистая структура (размер зерен ~ 2,5 мкм) и нали-
чие двухфазного состояния (7 + 7') обусловливают проявление сверхпластичности
жаропрочными сплавами при температурах, равных 0,5 Гпл ( 29, 48, 49], либо ниже
температуры их рекристаллизации2 [ 50]. Для сплава инконель-100 сверхпрочность
1 Более низкая жаропрочность полученного из гранул материала при более вы-
соких температурах и пути ее устранения являются предметом специального
исследования.
’ Пат. 3519503 (США), 1972.
36
проявляется при 1050—1090 °C. Скорости сверхпластической деформации нахо-
дятся обычно в диапазоне 1,6 • 10“3 - 1,6 • 10“2 с"1 [44, 45].
Образцы жаропрочного сплава, % (по массе^ 8 Та; 4 W; 4 Мо; 2,5 Nb; 6 Al; 6 Сг;
0,75 Zrj 0,125 С; ост. Ni, полученные методом металлургии гранул с использова-
нием свойства сверхпластичности, показали в термообработанном состоянии при
650 °C и напряжении 716,1 МПа время до разрушения 975 ч. Но при 980-1093 °C
образцы имели более низкую стойкость по сравнению с литым т{ = 2,2 ч против
90 ч. Изготовленный по методу Gatarizing (деформация в состоянии сверхпластич-
ности) литейный сплав • NASATRW-VIA имел высокие механические свойства и
жаропрочность. Предел прочности и относительное удлинение при комнатной тем-
пературе равны соответственно 1893,3 МПа и 12 %; при 649 °C 1657,8 МПа и 5 %,
при 816 °C 1314,5 МПа и 5 % [ 50].
Глава И. ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ ПРОЦЕССОВ МЕТАЛЛУРГИИ
ГРАНУЛ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ГРАНУЛ
И ИЗДЕЛИЙ
Установленные закономерности формирования структуры являются
научной основой значительного улучшения технологичности, достиже-
ния высоких эксплуатационных характеристик жаропрочных никелевых
сплавов и существенного улучшения технико-экономических показа-
телей производства изделий. Были предприняты комплексные исследо-
вания по получению высококачественных изделий на основе принци-
пиально новой технологии — металлургии гранул.
В последние годы внимание советских и зарубежных исследователей
обращено к металлургии гранул как к методу, призванному решить проб-
лему существенного увеличения жаропрочности материалов. Сущность
и преимущества этого нового процесса изложены в наших [30—32] и
иностранных [51-56] работах.
Метод металлургии гранул представляет собой интерес в применении
к сложнолегированным жаропрочным сплавам на основе никеля в свя-
ш с возможностью предотвращения образования грубых ликвационных
скоплений карбидов и других стабильных соединений. Решить эту зада-
чу в обычных условиях производства поковок из слитков, особенно
большого размера, не представляется возможным.
Как показано выше, при переходе от скоростей охлаждения, не пре-
вышающих при современных методах литья 1 °С/с, к скоростям по-
рядка 102 — 104 °С/с и более, достигаемым при получении гранул из
расплавов, коренным образом меняется структура сплавов, их свойства
и характер процессов, протекающих в них при различных условиях.
Компактные материалы, полученные из гранул методами горячего ва-
куумного спекания под давлением, отличаются однородной мелкозер-
нистой структурой, отсутствием грубых ликвационных и других дефек-
юв, характерных для слитков, способностью деформироваться.
Металлургия гранул жаропрочных сплавов открывает широкие воз-
можности для разработки и внедрения в промышленность более леги-
рованных модификаций сплавов с повышенными прочностью, жаропроч-
37
Рис. 24. Технологические схемы изготовления изделий из гранул
I
ностью и надежностью, которые нельзя получить традиционными метода-
ми литья и деформации слитков.
Авторами для этого метода в качестве основных объектов исследо-
вания были выбраны наиболее легированные сплавы: деформируемый
ЭП741 и литейный ЖС6У.
Технологическую схему изготовления заготовок деталей и прутков
на основе методов металлургии гранул в зависимости от их характера
и назначения можно реализовать в четырех вариантах (рис. 24). С
переходом от первого ко второму, третьему и четвертому вариантам
все в более полной мере проявляются технико-экономические преиму-
щества метода.
Ниже мы рассмотрим технологическую схему получения полуфаб-
рикатов и деталей из жаропрочных сплавов, включающую пластическую
деформацию (схемы II и III), но большее внимание уделим наиболее
экономичному варианту IV.
1. ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ ПРОЦЕССОВ ПОЛУЧЕНИЯ НА СТРУКТУРУ ГРАНУЛ
Выбор параметров процессов получения гранул основывается на изу-
чении зеренной структуры гранул, химической неоднородности как
отдельных гранул, так и различных гранул в пределах партии, а также
структуры стабильных фаз: карбидных и оксидных включений. Необ-
ходимо обеспечить высокую однородность состава и структуры, а
также допустимое содержание кислорода и других газов в гранулах.
Обычно применяют два способа получения гранул никелевых сплавов:
1. Распыление расплава различными приемами с охлаждением капель
металла в воде (установки типа УРН), в инертном газе (установки типа
УРС) и в вакууме (установки типа ЭЛС) [57, 58]. Способ распыления
расплава на установках типа УРН и УРС (рис. 25, а) предусматривает
Расплад
подачи аргона
Гранулы
Приемная
боронка
Комера
распыления
О
о
о
ООО
о
о О
о
о
о о
о
о
о
о
о
о
о
Рис. 25. Схемы способов получения гранул жаропрочных сплавов:
а — распыление струей аргона; б — распыление вращающегося электрода
Вакуумная
индукционная
печь
о°<&£о
о<Ъоо%р
OOq О о °О
ООО
Сопло для
плавление шихтовых материалов в индукционной печи, разливку через
распылительное устройство в камеру, заполненную инертным газом,
где жидкий металл разбивается на капли струями инертного газа и ох-
лаждается в виде частиц сферической или осколочной формы. Форма
частиц зависит от вида хладагента: при охлаждении в воде частицы гра-
нул приобретают осколочную форму, при охлаждении в среде инертно-
го газа — сферическую (рис. 26, а—г). Давление газа при распылении
39
Рис. 26. Внешний вид (а, в, О) и микроструктура (б, г, е) (X 100) гранул сплава
ЖС6У осколочной (а, б) и сферической (в— е) формы, полученных различными
способами на установках типа:
а,б - УРН; в, г - УРС; д, е - ВГУ
40
составляет 0,5—1,5 МПа. Использование инертного газа для распыления
уменьшает содержание кислорода в гранулах и улучшает свойства
изделий.
2. Распыление твердой заготовки — метод вращающегося расходуе-
мого электрода — с охлаждением металла в среде инертного газа (ус-
тановки типа ВГУ и УЦР) [59]. Сущность распыления по способу вра-
щающегося электрода (см. рис. 25, б) состоит в том, что слитки метал-
ла (вращающиеся расходуемые электроды), подлежащие распылению,
плавятся с помощью электрической дуги [60] или других источников
нагрева [59]. Расплавившийся металл под действием центробежных
сил отрывается от электрода в виде мелких капель и кристаллизуется
в частицы правильной сферической формы (см. рис. 26, д, е).
Зеренная структура гранул [6, 61]
Изучали структуру гранул сплавов типа ЖС6К осколочной формы1,
полученных первым методом при распылении расплава в воду, круп-
ностью меньше 500 мкм и гранул сферической формы, полученных пер-
вым и вторым методом при охлаждении капель в среде инертного газа,
размером меньше 315 мкм (рис. 26, 27).
Структура гранул сплавов ЖС6К характеризуется дендритно-ячеис-
тым строением. Каждая частица состоит из нескольких дендритов, рост
которых начинается как от поверхности, так и на ’’готовых” центрах
кристаллизации.
Проведенные статистические исследования влияния различных пара-
метров процессов получения гранул на величину дендритной ячейки
Рис. 27. Гранулометрический состав гра-
нул сплава ЖС6У:
/ — гранулы сферической формы; 2 —
гранулы осколочной формы
позволяют, пользуясь установленной количественной зависимостью
расстояния между осями дендритов второго порядка от скорости ох-
лаждения (см. рис. 4), определить средние скорости охлаждения частиц
в различных условиях. Учитывая небольшую разницу в величине темпе-
ратурного интервала кристаллизации высоколегированных жаропроч-
ных сплавов ЖС6К, ЖС6У, ЭП741 (табл. 4) и, следовательно, темпа крис-
таллизации, полученную для сплава ЖС6К зависимость можно рас-
пространить и на другие сплавьц в частности ЖС6У и ЭП741.
1 Осколочная форма обусловлена ударом падающих капель о поверхность воды,
а также снижением межфазного натяжения в результате окисления их поверхности.
41
Таблица 4, Интервалы кристаллизации никелевых сплавов
Сплав Состояние rs.°C ГД,°С Д t Примечание
ЖС6К Отливка 1265 1346 60 (62]
ЖС6У »> 1275 1336 61 [62)
ЖС6У Гранулы 1295 1345 50 Данные авторов
ЭП741 Слиток 1265 — — » >,
ЭП741 Гранулы 1295 1345 50 » >»
Скорость охлаждения гранул сплава ЖС6К, полученных при различ-
ных режимах распыления, изменяется от 5 • 102 до 3 • 104 °С/с.
Скорость охлаждения при прочих равных условиях зависит от тепло-
емкости (теплопроводности) среды и размера гранул. Исследовали струк-
туру гранул при кристаллизации в средах разной теплоемкости: вода,
аргон, смесь инертных газов и вакуум. Зависимость размера дендрит-
ной ячейки от среды охлаждения приведена ниже:
Размер гранул, мкм..................... —100
Величина дендритной ячейки, мкм, при
охлаждении:
в воде (УРН)........................ 1,27
в смеси инертных газов (ВГУ)....... 1,7
в аргоне (УРС)..................... 2,0
в вакууме (ЭЛС).................... 5,0
+100-200 +200-300
2,37 2,70
2,7 3,1
3,2 4,4
5,5 7,4
Кристаллизация гранул в воде обеспечивает наиболее дисперсную
структуру сплава, грубая структура отмечается при охлаждении в ва-
кууме. Табл. 5 позволяет сравнить средние скорости охлаждения гранул
в зависимости от условий охлаждения. Исследованные среды в порядке
увеличения интенсивности охлаждения можно расположить в следующий
ряд: вакуум -+ аргон -> смесь инертных газов -+ вода. В промышленных
условиях в качестве охлаждающих сред распространение получили ар-
гон и другие инертные газы, которые отличаются по своим теплофизи-
ческим характеристикам, но (см. табл. 5) разница в скоростях охлаж-
дения гранул не значительна.
Отмечается существенная зависимость величины дендритной ячейки
от размера гранул (см. выше). На рис. 28 даются изменения дендрит-
ного параметра гранул сплава ЖС6У по мере увеличения их размеров при
охлаждении капель расплава в воде (установка УРН) и при охлаждении
Таблица 5. Скорость охлаждения гранул сплава ЖС6У в зависимости
от среды охлаждения и размера гранул
Установка Среда охлаждения Скорость охлаждения, °С/с, фракций гранул, мкм
-100 -200+100 -300+200

УРН Вода 3 - 10" 9 • 103 5 • 103
ВГУ Смесь инертных газов 2- 104 5 • 103 4- 103
УРС Аргон 1,3 • 104 4- 103 1 • 103
ЭЛС Вакуум 1,5 • 103 1 • 103 5- Ю3
42
в атмосфере смеси инертных газов (ВГУ). Видно, что при изменении
величины гранул от 50 до 500 мкм средний размер дендритной ячейки
увеличивается примерно в 3 раза (от ~ 1,2 мкм до ~4 мкм). Анализи-
руя влияние этих факторов, следует сделать вывод о том, что размер
Рис. 28. Зависимость расстояния между
дендритными осями второго порядка
от размера (D) фракции в гранулах
сплава ЖС6У, полученных различными
методами:
1 - охлаждение в воде; 2 — охлаждение
в атмосфере аргона и гелия
гранул в большей мере влияет на скорость охлаждения, чем вид охлаж-
дающей среды. Мелкие гранулы отличаются от крупных также больши-
ми значениями периода кристаллической решетки твердого раствора
(см. рис. 8), что может свидетельствовать о более значительном пересыще-
нии первых. В гранулах фракции —100 мкм выделения у'-фазы не
обнаружены.
Важной структурной характеристикой для жаропрочных сплавов
является размер зерна, который влияет на прочность, пластичность и
жаропрочность сплавов. Естественно предположить, что с изменением
величины гранул размер зерна в изделиях будет меняться. Следует от-
метить, что этот вопрос в литературе не обсуждался. Непосредственное наб-
людение зерен (кристаллитов) в гранулах затруднено, поскольку трудно
выявить их границы, применяя различные травители.
Оценку величины зерен в гранулах в наших исследованиях проводи-
ли рентгеновским методом путем подсчета числа интерференционных
пятен на рентгенограммах от областей когерентного рассеяния. Размер
зерна вычисляли как среднюю величину, полученную из выражения
Л = $ Кг / А*, где Кг — объем гранулы; X — число областей коге-
рентного рассеяния.
Рис. 29. Зависимость размеров зерен (X) и дендритных ячеек (d) от величины гра-
нул сплава ЭП741:
------ — при 20 °C;---— после термообработки при 1000, 1100, 1200 °C
43
Для съемки отбирали гранулы сплава ЭП741 определенного разме-
ра. Результаты исследования показаны на рис. 29. Правильность опре-
деления размера зерна в исходных гранулах указанным способом прове-
ряли съемкой гранул после отжига, когда границы выявляются доста-
точно отчетливо, и металлографическим подсчетом. Проверка показала
приемлемую точность: 22—50 и 18—65 мкм соответственно при увели-
чении диаметра гранул от 100 до 1000 мкм.
Таким образом, с увеличением размеров гранул растет размер зерна
в объеме гранул, что, вероятно, связано с величиной их предваритель-
ного переохлаждения: большей для гранул малого размера и меньшей
для большого. В гранулах, изготовленных методом распыления распла-
ва, размер зерна на 5—15 мкм меньше, чем в гранулах, полученных ме-
тодом вращающегося электрода. Такая разница может быть обуслов-
лена отличием в чистоте расплавов и, следовательно, степенями переох-
лаждения капель. Полученные результаты имеют важное значение при
производстве изделия из гранул, поскольку изменением размеров пос-
ледних можно регулировать величину зерна и свойства готовых изделий.
Как показали проведенные исследования, на формирование струк-
туры гранул влияют не только условия кристаллизации, но и условия
выплавки и распыления.
Помимо основных факторов — размеров гранул и вида охлаждающей
среды, на структуру гранул могут влиять особенности различных ме-
тодов их изготовления, например способ получения расплава перед рас-
пылением. В случае получения гранул методом распыления расплава
может иметь значение температура расплава, точнее, перегрев над тем-
пературой ликвидуса, давление газа-энергоносителя и др. При полу-
чении расплава за счет оплавления торца
быстровращающейся заготовки на струк-
туру гранул может влиять диаметр заго-
товки, скорость ее вращения и др.
Рис. 30. Зависимость среднего размера
дендритных ячеек в гранулах сплава
ЖС6У от температуры расплава при рас-
пылении в воду на установке УРН (дли-
на пролета частиц до поверхности воды
и давление аргона не изменялись)
На рис. 30 показано изменение экспериментально полученных зна-
чений дендритной ячейки в зависимости от температуры расплава. При
этом с ростом температуры, по-видимому, в связи с дезактивацией
примесей увеличивается размер дендритных ячеек, т.е. структура огруб-
ляется. Кристаллизация гранул фракций —40 мкм, очевидно, происходит
в условиях существенного переохлаждения при гомогенном образова-
нии зародышей, поэтому структура их не зависит от температуры рас-
плава. Изменение давления инертного газа, подаваемого для распыления
струи расплава, существенно не влияет на структуру сплава. Но следует
отметить, что с увеличением давления газа увеличивается доля мелких
частиц в составе распыленных гранул, поэтому давление косвенно влияет
на структуру.
Исследование особенностей структуры гранул, полученных при раз-
личных параметрах процесса распыления расплава (температура распла-
ва, давление газа-энергоносителя, геометрия форсунки и т.д.) показы-
Рис. 31. Кристаллизация капель на поверхности затвердевших частиц (а) и рост
дендритов в гранулах (б); а - установки УРН и УРС; б — установка ВГУ. X 100
вает, что формирование структуры во многом зависит от процесса дроб-
ления струи расплава и взаимодействия капель и затвердевших гранул
разной степени дисперсности в фокусе распыления и за его пределами,
т.е. в зоне охлаждения. При столкновении капель разного размера в
жидком состоянии происходит их коагуляция. Но как видно на
рис. 31, а, часто наблюдаются случаи столкновения жидкой капли с зат-
вердевшей гранулой, имеющей обычно близкую к сферической форму,
в результате поверхность последней становится подложкой кристалли-
зации. Имеются случаи, когда кристаллизация начинается от несколь-
ких дисперсных ранее затвердевших гранул. Что касается гранул, полу-
ченных центробежным методом распыления электродов, то здесь слу-
чаи столкновения жидких капель с затвердевшими частицами наблю-
даются крайне редко. При этом методе рост дендритных ветвей проис-
ходит в основном от зародышей кристаллизации, находящихся в рас-
плаве, наличие которых также вполне вероятно для этого метода рас-
пыления (см. рис. 31, б).
Таким образом, кристаллизация гранул протекает в основном 5ез
значительного предварительного переохлаждения, гетерогенно, от имею-
щихся в расплаве центров кристаллизации или ранее затвердевших более
45
мелких гранул, при этом кристаллизация может начаться как с поверх-
ности, так и изнутри. Расстояние между осями дендритов второго поряд-
ка в большинстве случаев соответствует установленной выше (см. рис. 4)
зависимости от скорости охлаждения. Но небольшая доля частиц имеет
значительно меньшие расстояния между ветвями дендритов второго
порядка по сравнению со среднестатистическими значениями для гранул
данного размера (см. рис. 31, а). Увеличение дисперсности структуры
таких гранул в нашей работе [9] объясняется предварительным переох-
лаждением капель во всем объеме, что обусловливает их кристаллиза-
цию с большей скоростью ( ~ 10s — 105 °С/с) по сравнению с основным
количеством гранул (~ 103 °С/с).
Для структуры гранул, полученных распылением расплава струей
аргона, характерно наличие разного рода полостей, пористости и внед-
ренных частиц мелких размеров (см. рис. 26, а—г и 31, а), имеющих
разный механизм возникновения.
Следует отметить, что исследования структуры гранул, полученных
распылением вращающейся заготовки на установках ВГУ, показьузают
отсутствие микроскопической пористости усадочного характера в объеме
гранул (см. рис. 26, е). Усадка на поверхности гранул в межосных и
междендритных участках при исследовании на электронном сканирую-
щем микроскопе имеет вид пор (см. рис. 26, д), диаметр которых
увеличивается с ростом размера гранул. Расположение пористой зоны
в поверхностных объемах гранул обусловлено незначительным темпе-
ратурным градиентом по их сечению, что приводит к длительному сох-
ранению жидкого металла на поверхности и его ’’втягиванию” внутрь
гранул в конце затвердевания. С увеличением скорости вращения электро-
да увеличивается доля мелких фракции [59].
Химическая неоднородность гранул
Распределение химических элементов в объеме гранул [63]. Изучение
ликвации в гранулах жаропрочных сплавов, закристаллизовавшихся
при больших скоростях охлаждения (103 — 104 v/c), представляет
значительный интерес, поскольку она предопределяет характер вторых
фаз, образующихся при кристаллизации. Качественно зависимость сте-
пени дендритной ликвации от скорости затвердевания выражается кри-
вой с максимумом: с увеличением скорости охлаждения ликвационные
процессы вначале усиливаются, а затем затухают [64]. В работе [65]
установлена значительная дендритная ликвация в гранулах из алюминие-
вых сплавов, а на некоторых сплавах и зональная ликвация. Из этих
работ можно сделать вывод, что степень дендритной ликвации с повы-
шением скорости охлаждения до 103 °С/с не уменьшается, но при этом
значительно снижается объем ликвации.
Химическая неоднородность развивается лишь в пределах дендрит-
ных ячеек, размеры которых в гранулах жаропрочных сплавов состав-
ляют от 1,5 до 8-10 мкм. Это обстоятельство затрудняет исследование
дендритной ликвации в гранулах: даже в наиболее крупных гранулах
(~ 500 мкм) размеры ячеек не превышают 10 мкм, а размеры межос-
ных участков при этом составляют ~ 1—1,5 мкм.
46
На рис. 32 приведены результаты локального микрорентгеноспект-
рального анализа гранул сплава ЖС6У, полученных разными способами:
из расплава на установке УРС-60 и из вращающейся заготовки диамет-
ром 60 мм на установке ВГУ-2М. Анализ проводили на приборе ’’Сатеса”,
излучающий объем составлял ~ 1 мкм3. Видно, что наиболее ликвирую-
щими элементами в сплаве ЖС6У являются титан, молибден, вольфрам,
кобальт; алюминий и хром распределены довольно равномерно. Денд-
ритная ликвация легирующих элементов в гранулах сплава ЖС6У (фрак-
ция —0,28 + 0,25 мм) при разных методах получения приведены ниже:
У PC..........
ВГУ...........
Ti W Мо А1 Сг Со
1,1 -1,75 0,87 0 0,70 -1,20
0,65 -1,30 0,51 0 0 -0,50
Распределение элементов имеет тот же характер, что и в слитках жаро-
прочных сплавов (см. рис. 32 и [66—70]: титан, хром, алюминий, ниобий,
понижающие температуру плавления никеля, располагаются преиму-
щественно в межосных участках дендритов, а кобальт и вольфрам — в
осях. Степень дендритной неоднородности легирующих элементов в
гранулах существенно не отличается от степени дендритной неоднород-
ности в слитках [63]. Так, для наиболее ликвирующего элемента — ти-
гана Кс — 2,75 / 1,65 = 1,67 и 2,0 соответственно в гранулах и слитках.
Однако, принимая во внимание двухфазный состав границ дендритных
ячеек (наличие карбидов), степень дендритной ликвации в гранулах
оценить строго не представляется возможным. При анализе межосных
участков имеет также место перекрытие излучающих объемов, поэтому
действительные значения различия концентраций должны быть больше
измеренных. В гранулах, полученных на установке УРС-60 в атмосфере
аргона, ширина межосных участков больше по сравнению с гранулами,
полученными в атмосфере смеси инертных газов на установке ВГУ-2М,
поэтому и разница концентраций в первом случае больше, чем во втором.
Результаты исследования зональной неоднородности в гранулах сплава
ЖС6У при помощи рентгеноспектрального микроанализа даются в ра-
боте [71]. Распределение легирующих элементов в диаметральном се-
чении гранул разных фракций было практически равномерным. Ни в од-
ном случае не наблюдалось симметричного относительно центра сечения
1 ранулы изменения концентрации, чего следовало бы ожидать при зо-
нальной ликвации. Колебания концентраций отдельных компонентов
объясняются невозможностью добиться высокого усреднения состава по
всем присутствующим в сплаве фазам.
Химическая неоднородность в пределах одной партии гранул. Для
получения однородных по структуре и механическим свойствам изделий
определяющее значение имеет однородность химического состава гра-
нул разных фракций в пределах одной партии. Если при изготовлении
। ранул из жидкого металла имеются все условия для получения одно-
родных по составу гранул, то в случае получения гранул из расходуе-
мого литого электрода можно предполагать возможность существова-
ния такой неоднородности. Причиной неоднородности гранул может
ьыть дендритная и зональная ликвация слитка. Проведенные исследо-
47
Рис. 32. Распределение легирующих элементов в гранулах фракции 200-315 мкм
термической обработки
вания показали, что в слитке диаметром 60 мм и высотой 600 мм зональ-
ная ликвация отсутствует. Дендритная неоднородность развита в пре-
делах дендритных ячеек, которые в слитке диаметром 60 мм состав-
ляют ~ 20 мкм. С использованием различных методов были проведе-
ны исследования состава разных фракций, а также в пределах одной
фракции. Для исследования выбраны гранулы сплава ЖС6У, как наибо-
лее сложного по химическому и фазовому составу. Гранулы получали
на установках ВГУ из электродов диаметром 60 и 370 мм и на уста-
новке УРС из расплава.
Результаты определения методом атомно-абсорбционного анализа
среднего состава гранул из электродов диаметром 60 мм в пределах
выбранных фракций приведены в табл. 6. Видно, что ни по одному из
легирующих элементов не наблюдается закономерного изменения кон-
центрации в связи с изменением размера гранул. Не обнаружено влияние
размера гранул на концентрацию легирующих элементов и для случая
изготовления гранул сплава из слитка диаметром 370 мм, а также в
гранулах, полученных распылением расплава на установке УРС. Тер-
мический анализ не выявил существенной разницы в положении крити-
ческих точек у гранул сплава ЖС6У разных фракций, изготовленных из
слитка диаметром 60 мм на установке ВГУ:
48
(о) и в отливке диаметром 14 мм (б) сплава ЖС6У до
при 1200 °C, 4 ч
) и после (-----)
(
Фракция, мм -0,1+0,063
‘S’ £............................. 1290
tL,C.............................. JL375
-0,2+0,1 -0,315+0,28
1295 1305
1375 1385
Содержание элементов в гранулах в пределах каждой фракции оп-
ределяли микрорентгеноспектральным анализом с применением метода
1'аблица б. Химический состав различных фракций
гранул сплава ЖС6У, полученных разными методами
Способ получения Фракция, мм Содержание элементов, % (по массе) •
А1 W Мо Ti
Из вращающегося электро- -0,05 0 0 0 +0,12
да диаметром 60 мм -0,1+0,063 0 0 0 +0,02
-0,315+0,28 0 0 0 -0,13
Из вращающегося электро- -0,05 -0,07 +0,23 -0,1 0
да диаметром 370 мм -0,1 +0,13 -0,37 +0,05 0
-0,2+0,1 -0,07 +0,03 0 0
-0,4+0,2 +0,03 +0,13 +0,05 0
Распылением расплава -0,05 -0,11 0 0 +0,05
-0,1+0,063 +0,09 0 0 +0,05
-0,315+0,28 +0,04 0 0 -0,10
Примечание. Даны отклонения от средних значений.
49
случайных точек [72] на десяти гранулах от двух фракций. Наибольший
разброс в исследованных гранулах наблюдается для хрома, алюминия
и вольфрама. Однако здесь также не отмечалось закономерного из-
менения химического состава при изменении размеров гранул. Вели-
чины среднеквадратичного отклонения компонентов сплава ЖС6У в
произвольных сечениях гранул приведены ниже, % (по массе) :
Фракция, мм Сг Со W Мо А1 Ti
0,4+0,13 0,41 0,19 0,33 0,11 0,24 0,05
1,0+0,4 0,2 0,27 0,61 0,19 0,15 0,08
Совокупность экспериментальных данных позволяет сделать вывод
о том, что гранулы сплава ЖС6У достаточно однородны по химическому
составу. Химический состав гранул не зависит от их размера, а в преде-
лах самих гранул распределение элементов достаточно равномерное
в масштабе, сравнимом с величиной радиуса гранулы.
Карбиды и оксиды в гранулах
Высокая степень дисперсности дендритной структуры гранул, а также
наличие значительной ликвации карбидообразующих элементов обус-
ловливают дисперсный характер избыточных фаз, кристаллизующихся
в межосных пространствах и на границах дендритов.
На границах дендритов и дендритных ячеек гранул фракции
—500+100 мкм, полученных распылением в воду, наблюдаются эвтек-
тического характера выделения карбидов (см. рис. 5, а, в), размер кото-
рых не превышает 1 мкм. Однако в гранулах фракции —40 мкм о выде-
лениях на границах ячеек судить уже трудно. Аргон и гелий представ-
ляют наибольший интерес при производстве гранул. Применение смеси
газов в качестве охлаждающей среды приводит к большему измельче-
нию структуры по сравнению с аргоном для случая распыления распла-
Рис- 33. Структура карбидных частиц с г.ц.к. решеткой, выделенных из гранул фрак-
ций -280+180 мкм сплава ЖС6У (а) и их микроэлектронограмма (б). Метод рас-
пыления - ВГУ
50
i»;i на установке УРС (см, выше). В соответствии с измельчением вет-
пей дендритов измельчаются и продукты кристаллизации — карбиды.
При охлаждении в вакууме размер ячейки резко увеличивается. Кристал-
лизация гранул в вакууме дает наиболее грубую дендритную структуру
п приводит к увеличению размеров карбидов, располагающихся по гра-
ницам дендритных прослоек, и увеличению пористости.
Применение метода избирательного растворения с выделением из
। ранул карбидного осадка позволило исследовать строение карбидных
выделений под электронным микроскопом (рис. 33, а). Карбиды имеют
пид дендритов (сферолитов). Анализ микроэлектронограмм (см. рис. 33,
б) показал, что частицы карбидов имеют г.ц.к. решетку (период 0,42 нм)
н принадлежат соединению (Ti, Nb) (N, С), т.е. карбонитридам. Размеры
частиц ввиду сложности их формы оценены приблизительно: в изученных
фракциях гранул от 0,18 до 0,28 мкм (отдельные включения до 1,0 мкм).
Различия в размерах карбидных частиц в пределах исследованных фрак-
ций не существенны.
Методом рентгеноструктурного фазового анализа также установлено,
•но карбидный осадок гранул сплава ЖС6У состоит из карбидов типа
Л1сС[Ме (С, N)] с периодом решетки 0,432 нм.
Высокая степень дисперсности и однородности структуры гранул
сохраняется вплоть до получаемых из них готовых полуфабрикатов
п изделий.
Наряду с рассмотренными параметрами на структуру гранул влияет
икже ряд других технологических факторов, присущих каждому методу.
Исследования структуры гранул сплава ЖС6У, изготавливаемых ме-
годом вращающегося электрода, свидетельствуют о том, что отрыв ка-
пель и их кристаллизация происходит здесь в условиях отсутствия зна-
|и тельного перегрева расплава. Поэтому необходимо было выяснить
возможность попадания стабильных включений из электрода в гранулы.
Было оценено влияние диаметра электрода (слитка) на структуру
। ранул. С точки зрения экономичности и производительности распы-
ление целесообразно проводить с использованием электродов большого
диаметра. Но* здесь могут возникнуть ограничения, обусловленные ог-
рублением структуры слитка большого диаметра. Структура слитков
жаропрочных сплавов в зависимости от их диаметров существенно раз-
личается размерами карбидных выделений (табл. 7).
С увеличением диаметра слитка растет также неоднородность рас-
пределения карбидов и избыточной у'-фазы. В микроструктуре гранул
< плава ЖС6У, полученных из электродов диаметром 60 мм (рис. 34, а),
наблюдаются выделения карбидов, неравномерно расположенные по
• счснию частиц и не являющиеся продуктом кристаллизации, размер
их (до 3 мкм) соизмерим с размером дендритных ячеек и с размером
। арбидов в исходном электроде. В гранулах, полученных из электродов
диаметром 95 мм, включения карбидов значительно крупнее и дости-
I.H0T 20—30 мкм (см. рис. 34, б). В случае использования электродов
и । слитка диаметром 380 мм размер отдельных карбидов в гранулах
увеличивается от 60 мкм (см. рис. 34, в). В электродах из слитка диамет-
51
/
Рис. 34. Микроструктура гранул сплава
ЖС6У, полученных из слитков разных
диаметров. X 800
ром 380 мм присутствовали карбиды размером до 120—150 мкм. Круп-
ных выделений 7'-фазы, переходящих из слитка в гранулы, не обнаружена
Возможность использования в качестве исходной заготовки слит-
ка большого диаметра для сплавов, менее легированных по сравнению
со сплавом ЖС6У, будет определяться способом его выплавки. Так,
например, в слитке сплава ЭП741 диаметром 270 мм вакуумного переп-
лава размер карбидов составляет 15—25 мкм, и поэтому можно ожи-
дать сравнительно больших карбидов в структуре полученных гранул.
Явление ’’наследственного” перехода карбидов при расплавлении
вращающейся заготовки ограничивает размер используемого слитка,
предельный диаметр которого определяется размером содержащихся
в нем карбидов.
Очень важным требованием к качеству гранул является отсутствие
на их поверхности частиц оксидов и других включений, наличие кото-
рых приводит к сохранению первичных границ при дальнейшей обра-
52
Таблица 7. Размеры включений карбвдов и интерметаллидов
в слитках разных диаметров
Сплав Диаметр слитка, мм Размер включений, мкм
карбиды интерметаллиды
центр край центр край
ЖС6У 60 7 5 28 22
95 18/38 10/25 44 44
270 27/50 17/32 90 55
380 120 250 150 200
ЭП741 270 25 15 18 15
Примечание,
нателе — типа Ме6 С.
В числителе — размер частиц карбидов типа МеС, в знаме-
ботке. Такие границы, как считают авторы работы [52], являются также
местом выделения карбидных и других избыточных фаз, ограничивают
рост зерен, и, таким образом, обусловливают повышенную хрупкость
и низкую жаропрочность материала.
Осколочные гранулы, своей формой обязанные окислению поверх-
ности частиц, содержат повышенное количество кислорода (табл. 8).
Гранулы, изготовленные методом распыления вращающегося электро-
да при охлаждении капель металла в инертной атмосфере, имеют более
низкое содержание газов (см. табл. 8) и сферическую форму частиц.
Кислород концентрируется в основном в виде оксидов на поверх-
ности частиц. При последующей вакуумной обработке (10~2 — 10“3 Па)
оксиды практически не восстанавливаются. В большей мере удаляются
адсорбированные газы. Содержание газов в гранулах осколочной формы,
хотя и уменьшалось в два раза (см. табл. 8), но все же оставалось доста-
точно высоким. Отжиг гранул в восстановительной среде водорода или
в среде аргона не дал ощутимых результатов по уменьшению содержа-
ния газов. Очистка гранул ультразвуковой обработкой оказалась более
эффективной. Гранулы измельчались за счет скалывания поверхност-
ных слоев, однако при этом сложно было отделять оксиды от массы
гранул. Поэтому этот процесс можно рекомендовать лишь с известной
осторожностью. Химическое травление гранул путем растворения ок-
сидных плен и поверхностных слоев частиц позволяло уменьшить содер-
жание кислорода до 0,01 %. Наиболее эффективным оказался метод
щелочно-кислотного травления (80 % NaOH + 20 % NaNO3, 450 °C). Од-
нако рекомендовать данный метод очистки на данной стадии разработки
еще нельзя, поскольку при охлаждении гранул с температуры расплава
реактива до комнатной происходит их загрязнение конгломератами
продуктов травления, которые полностью удалить не удается.
Поэтому единственно правильным решением является обеспечение
минимального газосодержания гранул еще на стадии распыления.
Гранулы сферической формы имели несколько большую насыпную
массу (5,1—5,3 г/см3), чем осколочные (3,0—3,5 г/см3), но не облада-
53
Таблица 8. Содержание газов, %, в гранулах и изделиях
из сплавов ЖС6У и ЭП741
Сплав Вид материала О N Н Метод определения газов

ЖС6У Гранулы осколочной формы, фракция (-500 мкм) 0,09- ОДО — 0,0007 Вакуум-плавление
ЖС6У Гранулы сферической формы, фракция (-315 мкм) 0,005- 0,007 (0,012) 0,0022 — То же
ЭП741 То же 0,005- 0,007 (0,015) 0,0017 0,0005 >, >>
ЖС6У Прутки диаметром 20- 50 мм из гранул оско- лочной формы 0,05- 0,06 0,002— 0,02 0,0002 » >>
ЖС6У Прутки диаметром 20- 50 мм из гранул сфери- ческой формы 0,007- 0,010 (0,015) 0,012- 0,015 0,0002 Вакуум-плавление и нейтронно-активацион- ный метод
ЖС6У Компактные заготовки и диски из гранул сфери- ческой формы 0,007- 0,010 (0,015) — —• Нейтронно-активацион- ный метод 1
ЭП741 То же 0,007- 0,012 (0,015) — То же
ЖС6У, Металл вакуумной ин- ЭП741 Аукционной плавки (ли- тые заготовки) 0,002— 0,005 0,005 0,0003- 0,0005 Вакуум-плавление
Примечание. В скобках указаны пределы содержания кислорода, отме-
чаемые в некондиционном материале.
ли прессуемостью в холодном состоянии (при удельных давлениях до
981 МПа). Различная прессуемость гранул, а также неодинаковая степень
поверхностного окисления частиц и предопределили отличительные
особенности в технологии получения компактного материала.
Проведенные работы позволили осуществить выбор основных пара-
метров процессов, обеспечивающих получение кондиционных гранул
сплавов типа ЖС6К и ЭП741 и их контроля.
Исследования показали, что при соблюдении условий, необходимых
для получения кондиционных гранул, может быть использован любой
из способов их получения (из расплава или из вращающегося электрода).
Иностранные фирмы (Federal Mogul, Kelsey-Hayes, Pratt and Whitney,
Homogenous, Henry Wiggin) производят и используют высоколегирован-
ные гранулы жаропрочных сплавов, изготовленные распылением инерт-
ным газом расплава, выплавленного в вакууме. Сообщается [28, 73],
что фирмой Federal Mogul и Udimet Pouder Division (США) освоен вы-
пуск гранул различных марок, в том числе никелевых жаропрочных спла-
вов удимет-700, астролой, инконель-100 и др. Дисперсность их состав-
ляет 40-250 мм, а содержание кислорода в гранулах не более 0,01 %
(в среднем 0,005 %). Легированные гранулы, сферические по форме,
54
используются для получения полуфабрикатов методами горячего фор-
мования. В зарубежной практике для жаропрочных сплавов этот способ
получает все большее развитие, так как позволяет изготавливать высоко-
качественные порошки, производителен и экономичен [74].
В то же время для небольших масштабов производства, а также опыт-
ных работ значительное развитие получил более простой и мобильный
способ вращающегося электрода, например на предприятиях фирмы
Whittacker Corporation, которая производит этим способом порошок
с содержанием кислорода ~0,006 % [75].
2. ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ КОМПАКТИРОВАНИЯ ГРАНУЛ
Получение компактированных или деформированных изделий из
достаточно однородных по химическому составу гранул, затвердевших
с большой скоростью, позволяет избежать отрицательного влияния сни-
жения скорости кристаллизации при увеличении диаметров слитков.
По всему объему изделия в этом случае может воспроизводиться равно-
мерный химический состав и однородная структура металла. Поэтому
важнейшей задачей является выбор таких режимов компактирования,
которые обеспечили бы прочность связи по всей поверхности гранул
на уровне прочности основного металла, не приводя при этом к ухуд-
шению структуры гранул.
Превращение гранул в изделие с желаемой конфигурацией может
быть осуществлено несколькими способами (см. рис. 24). Технологи-
ческая схема может включать такие операции, как прессование, ковка
спеченных или компактированных заготовок, применяемые и в обыч-
ном процессе получения изделий, и не иметь стадии горячей деформа-
ции: в этом случае готовое изделие получают методом так называемо-
го прямого компактирования.
Спекание или компактирование проводится для получения компакт-
ных изделий с достаточно прочной связью частиц, обеспечивающей вы-
сокие и однородные свойства по сечению заготовки, при этом имеется
в виду достижение следующих условий:
1) установления металлических контактов между частицами, повы-
шения плотности заготовок до значений, приближающихся к 100 %;
2) деформации частиц при компактировании, что должно способст-
вовать рекристаллизации материала как в процессе компактирования, так
и при нагреве под деформацию и термообработку.
Любая из схем получения изделий предусматривает проведение кон-
солидации гранул.
Для создания оптимальной технологии компактирования гранул необ-
ходимо знание механизма консолидации, поэтому было проведено ис-
следование спекания гранул на различных стадиях этого процесса.
Механизм и кинетика спекания гранул [ 78]
Начальная стадия спекания гранул. Кинетика спекания исследова-
лась с использованием моделей типа сфера — плоскость или сфера — сфера
[79]. Изучалось припекание сферических гранул сплава ЭП741 диамет-
55
ром 0,3—1,0 мм друг к другу или к полированной плоскости полусфер,
изготовленных из исходных гранул. Изотермические отжиги проводи-
лись в вакуумной печи при давлении 10“3 Па в интервале температур
1000—1250 °C. Длительность отжигов варьировалась от 15 мин до 20 ч.
ig(x/r)
После каждой стадии отжига при-
пекшиеся сферические гранулы от-
рывались друг от друга или от плос-
кой поверхности, и металлографи-
чески измерялись диаметры следов
припекания.
Рис. 35. Временная зависимость хорды
припекания сплава ЭП741 при разных
температурах:
1 - 1000 °C; 2 - 1100 °C; 3- 1200 °C
Результаты измерений, полученные в различных изотермических се-
риях, представлены в виде графиков зависимости в координатах
(х/г) - г (где х — средний радиус хорды припекания; г — радиус грану-
лы; т — время). На рис. 35 дается обработка полученных данных в ло-
гарифмических координатах. Прямолинейные зависимости в этих коор-
динатах свидетельствуют о том, что процесс припекания исследуемых
гранул описывается степенной зависимостью хл/И” = /(ТУг с величиной
показателя степени п от 4 при 1000°С до ~5,2 при 1200 °C. Обнаружен-
ная степенная зависимость, описывающая кинетику изучаемого про-
цесса припекания, и найденные значения показателя п показывают, что
определяющим механизмом, ответственным за формирование контак-
та между частицами при свободном спекании гранул исследуемого
сплава, является диффузионный массоперенос в теле гранул. Кинети-
ческие уравнения, наиболее хорошо описывающие полученные экспе-
риментальные данные, имеют вид:
х5 = 20 a wD*r2 т/ к Т (1)
и х4 = 16 о wD*rT/k Т, (2)
где о — поверхностное натяжение; w — атомный объем; D* — коэффи-
циент диффузии; к — постоянная Больцмана.
Последнее уравнение учитывает роль границы раздела между грану-
лами как эффективного стока для вакансий. Изменение кинетического
закона с повышением температуры, по-видимому, указывает на форми-
рование более совершенных границ между гранулами при высоких тем-
пературах. Рассчитанные с использованием экспериментальных данных
коэффициенты диффузии D* приведены ниже (в расчетах использова-
лись значения о = 1,5 * 103 эрг/см5 и w= 3 • 10“23 см3):
tf °C.................................
£)*• 109, см2/с (1)...................
£>*• 10% см3/с (2)....................
1000
0,8
1100 1200
0,8 1,5
1,4
56
Найденное из зависимости lg D — \}Т значение энергии активации
изучаемого процесса в интервале температур 1000—1^00 °C оказалось
равным Q = 150,4 кДж/моль. Сравнение этой величины с опубликован-
ными данными для чистого никеля [76, 77] (энергия активации объем-
ной самодиффузии 224 кДж/моль и зернограничной диффузии
104 кДж/моль) дает основание предполагать, что такое значение энергии
активации может относиться к диффузии по границам зерен (или денд-
ритов) в гранулах. В этом случае эффективный коэффициент диффу-
зии, описывающий перенос массы в грануле, должен выражаться
соотношением
Z>* ^Dq (1 + £>гр\р/РоХо),
где Dq — коэффициент объемной диффузии; D — коэффициент гра-
ничной диффузии; ХГр — эффективная ширина границы; Хо — раз-
мер зерна.
При XQ < 10“3 см выражение можно упростить до
*>** ягр
Исследование структуры гранул показало, что величина Хо лежит в
интервале 10“3 — 10~2 см. Используя значение для Хрр = 10“п см, а
также найденные значения для D* 10”9 см2/с и Хо = 10“3 см, полу-
чаем D = 10“5 см2/с, что соответствует прямым экспериментальным
измерениям для зернограничной диффузии в никеле [77].
На рис. 36 изображена полученная зависимость величины хорды при-
пекания от размера контактирующих гранул. Значение показателя
m » 0,65, определенное по наклону усредненной прямой в координа-
тах lg(5/r) — 1g г, не противоречит соотношениям (1) и (2) и является
дополнительным доказательством правильности приведенных соображе-
ний относительно механизма спекания. Действительно, расчетные зна-
чения показателя т, как это следует из
уравнений (1) и (2), должны быть равны
соответственно 3/5 и 3/4, что близко к
экспериментальному значению.
Рис. 36. Зависимость величины хорды
припекания от размера контактирующих
гранул (1100 °C, 3 ч)
Для получения прямых доказательств механизма спекания было
проведено исследование диффузии никеля-63 вдоль межзеренных границ
внутри гранул и границ, получаемых спеканием отдельных гранул спла-
ва ЭП741 при 1000-1200 °C.
Образцы для исследования приготавливались из гранул, имеющих
диаметр порядка 1 мм. Из двух гранул изготавливались шлифованные
полусферы, которые прижимались друг к другу плоскими частями,
после чего спекались в вакууме 5 • 10“3 Па по режимам, приведенным
ниже:
/,°С......................... 1000 1100 1200
т, ч................... 5; 10 3; 5 3; 5
В результате из каждой пары полусфер получали фигуры, по форме
близкие к сферической, с границами разной степени совершенства.
После спекания делали шлиф, перпендикулярный полученной границе.
На эту плоскость испарением в вакууме наносился слой радиоактив-
ного изотопа никеля-63 толщиной 1,5—2,0 нм. Диффузионные прони-
цаемости границ изучались абсорбционным методом по убыли коли-
чества нанесенного слоя изотопа вследствие его диффузии по границам
зерен. Распределение концентрации никеля-63 вблизи выхода границы
на исследуемую поверхность определялось авторадиографическим
методом [80,81].
Используя модель Фишера [82] для описания диффузии по грани-
цам, вывели формулу для расчета диффузионной проницаемости гра-
ниц гранул (Dr §г) на основе экспериментальных данных:
(3)
и для определения
™ <Л-р «гр)
% «гр “ 04 <
диффузионной проницаемости межзеренных гра-
h 2 д г2 х2
п о \ J Ло_______
Z» Со ^об2 7 3/2
(4)
спеченных’^ и межзеренных границ; и 8
где £>г и D — соответственно коэффициенты граничной диффузии для
’’спеченных’^ и межзеренных границ; 8г и — соответствующие эффек-
тивные толщины границ; В = Д/о - IY)d \ Со — предельная раствори-
•А «Аг
мость меченых атомов в границе; Ло — исходная толщина нанесенного
слоя изотопа; Zo — интенсивность излучения исходного слоя; х — коор-
дината на поверхности, содержащей источник изотопа, в направлении,
перпендикулярном плоскости границы; 1Х — распределение интенсив-
ности; Ло — размер зерна в грануле.
Исследование диффузии никеля-63 вдоль границ зерен, полученных
спеканием гранул, и межзеренных границ внутри гранул проводилось
в интервале температур 700—1000 °C. На авторадиограммах отмечает-
ся преимущественное проникновение изотопа вдоль границы, получен-
ной спеканием. В результате диффузии по границе область вблизи грани-
цы обеднена изотопом. После отжига при 700 °C на кривых распреде-
ления почернения авторадиограмм (рис. 37) ’’проявились” границы,
полученные спеканием при 1000 °C, 5 ч. На образцах, полученных при
1100 °C, 5 ч, видны еле заметные следы ’’провала”. На авторадиограм-
мах образцов, которые спекались при 1200 °C, границы не проявлялись.
Отжиги этих образцов при более высоких температурах также не пои-
58

авторадиограммах образцов, спекавшихся
Рис. 37. Распределение почернения на авторадиограммах образцов, спекавшихся
при 1000 °C, 5 ч (а-в) и 1100 °C, 5 ч (г-е) :
а, г - исходное состояние; б, д - после отжига 700 °C, 1 ч; в, е - после отжига
700 °C, 4 ч
вели к ’’провалу” на графиках почернения. Общий уровень почерне-
ния авторадиограмм с увеличением времени отжига падал, что указы-
вало на диффузию части нанесенного изотопа в объем гранул. Это не
[может быть связано с механизмом объемной диффузии никеля-63
[80, 83], а происходит вследствие диффузии изотопа по межзерен-
ным границам.
Расчет по формуле (3) позволяет определить величину диффузион-
ной проницаемости границ, полученных спеканием гранул (темпера-
тура диффузии 700 °C):
59
Г, °C.......... 1000 1000 1100
т,ч............ 5 10 3
£>Г6Г, см3/с... 2,3 • 10"14 1,5-10"14 7,5 * 10"15
А по формуле (4) диффузионные проницаемости межзеренных гра-
ниц внутри гранул:
°C........... 700 800 950 1000
пгрбгр’см3/с • * • М-10"1» 5,4-10"1» 2,6-IO’17 5,6-10“17
Для вычисления использовались следующие значения параметров,
входящих в формулы: CQ ~1 Do6 — поданным [81] ;Х0 = Ю~3 см.
Значения hQ — толщины нанесенного слоя * изотопа — определялись
с помощью калиброванных источников никсля-63, имеющих моноатом-
ную толщину слоя изотопа. Величина Iq определялась по калибровоч-
ным кривым, связывающим интенсивность излучения с почернением
на автографе.
Температурная зависимость диффузионной проницаемости межзе-
ренных границ внутри гранул имеет вид; £>гр 6гр = 1,3 X
ХЮ-12 ехр(-27800/Я7)-
Диффузионная проницаемость границы, полученной спеканием при
1100 °C, оказывается на четыре порядка выше, чем проницаемость гра-
ницы зерна внутри гранул. Проницаемость границ, полученных спека-
нием при более высоких температурах, по-видимому, также превосхо-
дит проницаемость межзеренных границ, но при использованной мето-
дике зафиксировать это отличие не представлялось возможным.
Полученное значение энергии активации ,диффузии по межзеренным
границам Q #111,2 кДж/моль хорошо согласуется с литературными
данными [84] энергии активации самодиффузии по границам зерен в
чистом никеле. Полученные в настоящей работе значения диффузион-
ной проницаемости границ зерен оказываются на порядок меньше, чем
приведенные в работе [85] для спеченных границ в чистом никеле
(2 • 10“17 см3/с при 700 °C), что в свою очередь на два порядка мень-
ше, чем диффузионная проницаемость спеченных границ в сплаве ЭП741.
Такое отличие связано, по всей вероятности, с наличием примесей на
границах спеченных гранул в сплаве ЭП741, что приводит к увеличе-
нию эффективной толщины межгранульных границ 5Г.
Исследование механизма спекания проводилось также с использо-
ванием мелких свободно насыпанных гранул сплава ЭП741 размером
100 и 15 мкм. Исходные гранулы засыпались в прозрачные кварцевые
ампулы диаметром 0,2 см, длиной LQ =2 см и отжигались в вертикаль-
ном положении при 1000—1200 °C. Периодически с точностью до
~5 мкм измерялось сокращение длины образца.
На рис. 38 изображены экспериментальные временные зависимости
усадки при разных температурах и размерах частиц. Расчетные значе-
ния усадки можно получить, используя соотношение (2) и известную
связь между размером контактного круга х и сближением центров
границ L:
/£0 L /г + (х / г)2 / 2.
60
Оценки показывают, что эта величина в случае диффузионного ме-
ханизма транспорта вещества в исследованном интервале размеров час-
тиц должна изменяться от 5 • 10“3 (для г 100 мкм) до 1,5 • 10”1 (для
г ^15 мкм), что хорошо согласуется с экспериментальными значения-
ми (см. рис. 38).
Эти результаты являются дополнительным свидетельством диффу-
зионного механизма спекания гранул никелевого сплава ЭП741. Вклад
других механизмов спекания (движение дислокаций, граничное сколь-
жение) не существен.
Конечная стадия спекания гранул. Кинетика начальной стадии уплот-
нения при спекании пористого тела с большим количеством открытых
и сообщающихся друг с другом пор в основном обусловлена процес-
сами, проходящими в местах контакта между отдельными частицами
(рост контактов, диффузионная подстройка, граничное скольжение
и др.)* Кинетика заключительной стадии спекания должна в значитель-
ной мере определяться взаимодействием между изолированными внут-
ренними порами и между порами с внешней и внутренними граница-
ми образца. Термодинамическая целесообразность этих процессов обус-
ловлена уменьшением свободной поверхностной энергии пор. Практи-
чески важным и распространенным случаем является ’’залечивание”
пор, расположенных на межзеренной границе или на пересечении нес-
кольких границ, которые могут являться стоками вакансий, ’’испаряю-
щихся” с поверхности пор и таким образом влияющих на кинетику
их залечивания.
По методике, предложенной в работе [86], была промоделирована
конечная стадия спекания. Изучалась кинетика залечивания пористос-

О 5 10 15 20 Т,ч
Рис. 38. Зависимость усадки гранул спла-
ва ЭП741 от времени при 1100 °C для
частиц с г = 100 мкм (2) иг = 15 мкм
(2) и при 1200 °C для частиц с г =
= 15 мкм (5)
Рис. 39. Зависимость суммарного объема
пор от времени отжига:
1 - недеформированный образец; 2 -
образец, деформированный до отжига
при 1100 °C; 3 — образец, деформиро-
ванный во время отжига при 1100 °C
ти, локализованной на границах между частицами, и выяснялось влия-
ние пластической деформации на этот процесс.
Образцы с замкнутыми сфероидизированными порами на границе
между двумя частицами приготавливались из двух полусферических
гранул диаметром ~ 1 мм, сложенных плоскими поверхностями. Же-
лаемую исходную пористость получали подбором степени шероховатос-
ти контактирующих плоскостей и оптимального режима предваритель-
ного отжига. Подготовленные таким образом образцы подвергались
длительному отжигу, который прерывался для металлографического
исследования пористости в контакте. Наблюдение велось за суммарным
объемом пор путем измерения их размеров и количества при последо-
вательной шлифовке образца. Конечные результаты представлены в виде
усредненных значений, получаемых в опытах с большим числом одина-
ковых образцов (рис. 39). Пластическая деформация 25 %) осущест-
влялась путем одноосного сжатия образца в направлении, перпендикуляр-
ном плоскости контакта, и проводилась либо сразу после предваритель-
ного отжига, либо после некоторого промежутка времени от начала
основного отжига.
Залечивание пор является очень медленным диффузионным процес-
сом, причем его скорость в течение отжига непрерывно уменьшается.
Предшествующая пластическая деформация существенно ускоряет диф-
фузионное растворение пор в зоне контакта. Полученный результат ес-
тественно связать с ролью границ элементов структуры и границ зерен
в исчезновении пористости. Известно, что концентрация вакансий в
непосредственной близости границ поддерживается практически равно-
весной. Благодаря большой подвижности вакансий вдоль внутренних
границ или микротрещин, сообщающихся с внешней поверхностью об-
разца, эти границы являются практически неисчерпаемыми стоками
вакансий и, таким образом, облегчают вынос пустоты из пор. Пласти-
ческая деформация приводит к появлению дополнительного количест-
ва развитых межзеренных границ и к последующему быстрому исчез-
новению пористости.
Влияние карбидов, оксидов и пористости
на структуру и свойства сплавов
В соответствии с установленным механизмом консолидации гранул,
положительным влиянием пластической деформации, особенно на за-
вершающих стадиях спекания, а также исходя из технологических осо-
бенностей сферических гранул (отсутствие формируемости в холод-
ном состоянии) и производственной целесообразности, для превраще-
ния гранул в компактное тело выбран метод горячего изостатического
прессования (ГИП). Предусматривается проведение ГИП по двум тех-
нологическим схемам: длительный нагрев гранул в дегазированных
капсулах с последующим прессованием в изостатических условиях
(вариант I) и компактирование при одновременном повышении тем-
пературы и давления в газостате (вариант II).

62
Но создание металлических контактов между частицами гранул в
результате диффузионных процессов может осложняться присутствием
на их поверхности вторых фаз (карбидов, оксидов и других фаз), а
также из-за наличия пор. Повышенная диффузионная проницаемость
границ гранул в спеченном материале, по-видимому, в значительной
степени обусловлена наличием примесей и пор на поверхности гранул.
Очевидно, что интенсивность выделений оксидов и карбидов на поверх-
ности гранул должна зависеть как от химического состава сплавов, так
и от технологических процессов их получения.
В связи с этим было проведено исследование поверхности исходных
гранул, границ гранул в спеченном и компактированном материале,
а также влияния легирования и содержания газов на структуру и
свойства компактированного материала.
Рис. 40. Схема исследования зоны кон-
такта (а) и распределение вольфрама
(б) и титана (в) в контактной области
спеченных гранул в зависимости от
времени спекания при 1200 °C:
7-15 мин; 2 — 30 мин; 3 — 1ч; 4 ~ 2 ч

Расстояние
III 6
I
у —---------1-------► у
Расстояние
63
Состав поверхности гранул. Исследовали образцы сплава ЭП741, ко-
торые состояли из двух спеченных в вакууме сферических гранул диамет-
ром 500 мкм, и компактные образцы, полученные в условиях изостати-
ческого прессования при 1200 °C, дегазировавшиеся в неоптимальных
условиях и характеризовавшиеся сеткой границ гранул. Спеченные об-
разцы отжигались в вакууме при 1100—1200 °C и времени отжига от
15 мин до нескольких часов. Распределение компонентов в сплаве изу-
чалось на рентгеновском микроанализаторе МАР-2 в двух взаимно пер-
пендикулярных направлениях (см. рис. 40, а). Наблюдали перераспре-
деление кобальта, молибдена, алюминия, никеля, хрома, титана и воль-
фрама. В компактных образцах, прошедших термообработку, на уста-
новке ’’Comebax” исследовалось распределение углерода, кислорода,
титана, вольфрама и алюминия.
Контактная область на раннем этапе формирования обнаруживает-
химический состав, отличный от исходного состава спекающихся гра-
нул. Максимальное отличие наблюдается по содержанию вольфрама и
титана (рис. 40, б, в) и значительно меньшее для алюминия и никеля.
Микрорентгеноспектральный аналйз ‘ компактного материала пока-
зал, что границы гранул обогащены кислородом, алюминием, титаном
(рис. 41); кривые распределения этих элементов имеют максимумы
в зоне границы.
Методом фазового электронографического анализа поверхностных
слоев исходных гранул сплава ЭП741 был обнаружен сложный состав
поверхностной пленки: оксиды никеля, хрома, алюминия, кобальта и
других элементов, шпинели, карбиды сложного состава.
Исследование поверхности излома образцов компактного материала
после испытания при 20 °C показало присутствие А12О3 или (А1, Сг)2О3
Рис. 41. Микроструктура (а. X 100) и распределение концентраций компонентов
на границах гранул (0) в компактном образце сплава ЭП741
64
в случае содержания кислорода в сплаве > 0,01 % и СгО3 и Сг2О3 при
количестве кислорода < 0,01 %.
Приведенные результаты свидетельствуют о наличии карбидов, по-ви-
димому, AfeC(TiC) на поверхности гранул в начале спекания. На нали-
чие карбидов TiC на поверхности гранул указывается в работах [52,
74, 87]. Повышенное содержание алюминия в контактной области гра-
нул после спекания и алюминия и кислорода в материале после изоста-
тического формования, а также результаты электронографических
исследований свидетельствуют об образовании А12О3 на поверхности
гранул при дегазации в неоптимальных условиях. Причем содержание
оксида алюминия в последнем материале выше, что связано с менее
благоприятными кинетическими условиями удаления газов из мас-
сы гранул.
Приведенные результаты говорят о возможности достаточно полно-
го растворения карбидов в сплаве ЭП741 при сравнительно невысоких
температурах (1200 °C) и выдержках (2 ч) в процессе спекания гранул.
Тем не менее в компактном материале все же отмечается некоторое
повышение концентрации титана по границам гранул, что может указы-
вать как на присутствие TiC, так и оксидов типа ТЮ2.
Однако, как будет показано ниже, в сплаве ЖС6У, характеризующемся
более интенсивными пограничными выделениями карбидов, главным
образом Ме6С, полного растворения карбидов, особенно в случае нали-
чия на поверхности оксидов, не достигается. При неблагоприятном соот-
ношении углерода и вольфрама карбиды типа Ме6С могут выделяться
и в сплаве ЭП741.
Влияние количества и типа карбидов и оксидов на структуру и свойст-
ва компактного материала. Для сплавов с различным легированием —
ЖС6У и ЭП741 — была изучена структура, фазовый состав и свойства
заготовок, полученных изостатическим прессованием при 1200 °C и
содержащих различное количество кислорода.
Количество карбидных фаз в компактных заготовках сплава ЖС6У
составляет 6—7 % (см. табл. 3). Карбидные фазы в компактных заго-
товках представлены в основном неустойчивыми двойными карбида-
ми типа 7Ие6С с повышенным содержанием вольфрама.
В сплаве ЭП741 в исходном состоянии химический рентгенбст^ук-
турный анализ карбидной фазы дает основание идентифицировать ее
как фазу Л/е6С (табл. 9), которая обычно не свойственна сплаву ЭП741.
Однако такое положение наблюдается при количестве углерода и воль-
фрама ближе к верхнему уровню легирования, при их содержании на
среднем и нижнем уровне в сплаве обнаруживаются только карбиды МеС.
В случае сплава ЖС6У, полученного компактированием сферических
гранул при 1200 °C и содержащего < 0,01 % кислорода, не наблюдается
преимущественного расположения карбидов по границам гранул (рис.
42х.л)- Если же концентрация кислорода превышает 0,01 %, то присут-
ствуют сетки или цепочки карбидов на границах гранул (см. рис. 42, б).
Аналогичная ситуация наблюдается и в сплаве ЭП741. Различие сос-
тоит только в том, что заметная сетка включений по границам гранул
65
Таблица 9. Фазовый состав компактных заготовок сплава ЭП741 с повышенным
углерода и вольфрама в зависимости от термообработки
Состояние материала Количество Количество „'.К.,.,.. а. Состав карбидной
J "фОЭШ • + карбидов, % хк арипдпип фазы, % Nb Мо Ti
Компактирование при 1200 °C 55,4 0,61 33,1 6,2 25,1
49,4 0,38 33,8 6,8 44,5
51,9 1,00 11,1 10,2 2,5
1200 °C, 8 ч, охлаждение с печью 55,9 2,41 5,8 7,5 2,4
1200 °C, 8 ч, охлаждение с печью + 1180 °C, 8 ч, воз- дух + 1050 °C, 4 ч, воздух + + 910 °C, 12 ч, воздух 54,1 3,09 5,8 8,9 2,0
1200 °C, 16 ч, воздух + + 1050 °C, 4 ч, воздух + + 910 °C, 12 ч, воздух 54,7 3,07 6,7 8,0 2,1
1180 °C, 8 ч, воздух + + 1050 °C, 4 ч, воздух + + 910 °C, 12 ч, воздух 54,5 3,85 4,4 9,2 1,7
* Повышенное содержание углерода и пониженное вольфрама. Повышенное
здесь образуется при более высоком содержании кислорода (> 0,012 %),
по-видимому, в соответствии с более низким количеством углерода в
сплаве ЭП741.
В целом, по данным электронно-микроскопических исследований,
структура сплава ЖС6У после компактирования характеризуется неод-
нородным распределением частиц избыточных фаз, наличием цепочек
Рис. 42. Микроструктура заготовок сплавов ЖС6У, полученных из гранул с содер-
жанием кислорода < 0,01 % (а) и > 0,01 % (б). X 100
66
содержанием
фазы, % Тип —карбидов
Сг Ni Со W
12,5 12,5 10,7 — ТИеС*
8,6 — 6,4 — Л7еС**
6,4 14,0 8,3 47,6 Ме6С**
7,1 25,1 12,0 40,2 Л/е6С**
6,8 14,6 10,7 51,3 Мел С + сле- ды ^е2зс**
7,2 16,3 10,2 49,5 Ме6С**
7,4 16,2 11,0 50,2 7Ие6С**
содержание углерода и вольфрама.
карбидных выделений. Разрушение
дендритной структуры в ряде слу-
чаев происходит не полностью.
Структура сплава ЭП741 после
компактирования, хотя и более
равномерна, также характеризуется
значительной неоднородностью. На
рис. 43, а приведены электронные
микрофотографии структуры ком-
пактированной при 1200 заго-
товки сплава ЭП741. Наряду с
участками сравнительно равномер-
ного выделения частиц у'-фазы
угольчатой формы имеются отдель-
ные грубые выделения у'-фазы и
карбидов.
По данным рентгеноструктур-
ных исследований, в сплаве ЭП741
начало первичной рекристаллиза-
ции отмечается уже после компак-
тирования при 1200 °C, в то вре-
мя как сплав ЖС6У после такого
же режима компактирования на-
ходился в полностью перекристаллизованном состоянии. Рекристаллиза-
ция сплавов проходила при последующей термической обработке.
В случае разумных выдержек при компактировании (в данном экс-
перименте они составляли 1 ч) независимо от интенсивности карбид-
ных выделений в состоянии непосредственно после компактирования
характер разрушений образцов сплава ЖС6У в основном является ’’меж-
гранульным” (рис. 44, а). На фрактограммах после испытаний образ-
цов виден хрупкий излом, проходящий по границам частиц. Но изломы
никогда не бывают чисто межчастичными, всегда имеются зоны вязко-
го разрушения.
Анализ изломов образцов сплава ЭП741 в исходном состоянии (пос-
ле компактирования) свидетельствует о большой чувствительности
сплава к состоянию границ гранул. Низкое содержание углерода и кис-
лорода (< 0,01 %) в сплаве ЭП741 и отсутствие непрерывных выделе-
ний карбидов по границам гранул обеспечивают вязкое разрушение
образцов (см. рис. 44, б). Наличие в структуре исходного металла чет-
ких границ гранул, зафиксированных выделениями карбидных и ок-
сидных фаз, приводит к хрупкому ’’межгранульному” разрушению.
Механические свойства сплава ЖС6У при 20 и 750 °C в исходном
состоянии невысоки, в то же время сплав ЭП741 имеет удовлетвори-
тельный уровень механических свойств при 20 °C и высокую жаропроч-
ность на гладких образцах. На механические свойства в исходном сос-
тоянии существенно влияет содержание кислорода в сплавах (рис. 45).
Окисленная поверхность частиц сказывается на снижении прочности
67
Рис. 43. Электронные микрофотографии
структуры заготовок сплава ЭП741 пос-
ле компактирования (а) и после О +
+ НЗ + ВС (6) и О + НЗ + ВС + НС +
+ ВС (в):
а - X 6000; б, в - X 16 000
пластических свойств и жаропрочности. Но наиболее чувствительна к
состоянию границ гранул ударная вязкость. Из приведенных на рис. 45
зависимостей видно, что удовлетворительный уровень ударной вязкос-
ти может быть обеспечен при концентрации кислорода менее 0,008 %
в сплаве ЖС6У и менее 0,01 % в сплаве ЭП741.
Результаты проведенных исследований показывают влияние легиро-
вания сплавов на характер карбидных выделений по границам гранул,
т.е. в конечном счете на механические свойства сплавов. Сплав ЖС6У,
имеющий повышенное содержание углерода, склонен к развитию пог-
раничных выделений карбидов Ме6С и поэтому более чувствителен к
содержанию кислорода, присутствие которого в виде оксидов на по-
верхности гранул стимулирует выделение карбидов. Сплав ЭП741,
имеющий меньшее содержание углерода, проявляет склонность к
пограничным выделениям карбидов в меньшей степени и менее чувстви-
телен к содержанию кислорода. Существенно влияет вольфрам. При
содержании вольфрама на верхнем пределе в сплаве ЭП741 отмечается
также присутствие карбида Ме6С (см. табл. 9). В целом сплавыЖС6У
и ЭП741 менее склонны к пограничным выделениям карбидов, чем при-
меняемые для этих же целей зарубежные сплавы инконель-100 и др.
[52, 74, 87], что объясняется легированием сплавов ЖС6Уи ЭП741 ста-
68
Рис. 44. Виды изломов образцов сцлавов ЖС6У (а) и ЭП741 (б) в исходном сос-
тоянии. X 1200
билизатором карбидов — ниобием. Различные модификации сплавов
США, разработанные в последнее время для металлургии гранул, также
содержат до 1,0 % Nb [52]. При усовершенствовании сплавов необхо-
дима дополнительная стабилизация карбидов повышением содержания
ниобия и других добавок, т.е. уменьшение количества карбидов, вы-
деляющихся на поверхности частиц.
ам , Дж/см2
0,00k 0,008 0,012 0,016 0,0200,050
0,7-
0, %
Рис. 45. Влияние содержания кислорода
на механические свойства сплавов ЖС6У
(------------) ИЭП741 (Х--Х)
69
Важным требованием для обеспечения необходимой прочности межгра-
нульных границ является создание условий, исключающих окисление гра-
нул. Поддержание кислорода в компактном материале на уровне <0,008—
0,01 % является трудной задачей и становится возможным при тщатель-
ной очистке инертного газа в процессах получения гранул распылением,
» достаточно полной дегазации гранул перед компактированием или в
случае проведения ’’полностью инертного” процесса получения ком-
пактных изделий [84, 88].
Влияние пористости на свойства. В изделиях, изготовленных из гра-
нул, наблюдаются различные виды пористости (рис. 46).
Наличие пористости в компактном материале влияет на изменение
механических свойств (рис. 47, а, б). Из приведенных графиков сле-

Рис. 46. Различные виды пористости
в компактированном сплаве ЭП741:
а — сферические на поверхности гранул;
б - сферические в объеме гранул; в —
треугольные на стыке гранул. X 100
дует, что наиболее сильно при увеличении пористости снижаются зна-
чения длительной прочности образцов с надрезом (тн) и прочностные
характеристики, определенные при комнатной температуре (ов и oQ2)'
Характеристики пластичности при этом практически не изменяются.
Эти изменения механических свойств характерны для дисков, изго-
товленных методом ГИП как по варианту I, так и по варианту II (см.
70
Рис. 47. Влияние пористости на механические свойства термообработанных дисков
из сплава ЭП741
выше). Изменение пористости и механических свойств при повторном
уплотнении заготовок в газостате приведены ниже:
Пористость, о_, ап
% МПа МПа
0,34........... 1327,8 902,5
0 ............. 1329,2 906,4
6, ф,
% %
26,0 26,9
25,2 26,0
Дж/см2
68,6
86,3
-г750 , ч
н588,6
7,99; 11,24
> 150; > 150
Необходимо отметить, что распределение пористости по сечению из-
делий в тех случаях, когда она имеется, достаточно равномерное.
Условия дегазации и окисления гранул
В числе важнейших требований, обеспечивающих получение заготов-
ки под деформацию или готовой детали высокого качества, является
отсутствие на поверхности частиц оксидных пленок, а также газов, спо-
собных образовывать поры. Поэтому независимо от метода компакти-
рования необходимы удаление газов из объема гранул и дегазация по-
верхности частиц от адсорбированных на них влаги и газов, т.е. про-
ведение глубокого вакуумирования гранул, предназначенных для фор-
мования заготовки или детали [31].
Для разработки рациональных режимов вакуумирования гранул перед
компактированием проведены специальные исследования [89,90].
Кинетика дегазации гранул в вакууме. Исследование процессов уда-
ления газов из гранул проводили на установке газового анализа фир-
мы Balzers [89]. Характерной особенностью является наличие резко
выраженного максимума выделения СО и Н2 при 200—500 °C. Нали-
чие этого максимума связано не только с выделением кислорода и во-
дорода, а главным образом с удалением влаги из гранул и разложением
ее на графите тигля. Поэтому определяемый на установке оксид угле-
рода является продуктом реакций, протекающих на графите тигля:
2 Сгр + О2 = 2 СО; (5)
сгр + Н2О = СО + Н2; (6)
Сгр + 2Н2О = СО2 + 2Н2. (7)
71
Как показал термодинамический анализ, проведенный в работе [91],
до 700 °C преобладает реакция (7), а выше 700 °C — реакция (6). Так
как исследования проводили в глубоком вакууме и температура тигля
была выше 1000 °C, то следовало ожидать развития реакции (6), что
влекло за собой увеличение количества регистрируемого СО. Таким
образом, определяемое в экспериментах содержание Н2 и СО в газовой
фазе может относиться как к О2 и Н2, удаляемым из металла, так и
к Н2О. В данном случае при 200—500 °C вероятнее предположить, что
удаляется главным образом Н2О. Действительно, в работе [92], про-
веденной с использованием достаточно совершенной методики, установ-
лено, что основным газовым компонентом, десорбируемым с поверх-
ности гранул в этом температурном интервале, является Н2 О. А Н2 и СО
выделяются при более высоких температурах.
На рис. 48 приведены полученные после пересчета температурные
зависимости изменения количества выделяющихся газов из получен-
ных различными методами гранул сплавов ЖС6У и ЭП741. Максималь-
ное выделение Н2О наблюдается при 300—500 °C и зависит от спосо-
ба получения гранул. Наибольшее количество Н2О выделялось из гранул
Рис. 48. Зависимость выделения газов из гранул сплавов ЖС6УиЭП741, получен-
ных различными методами:
1 — сплав ЖС6У (метод распыления расплава в воду); 2 — сплав ЖС6У (метод вра-
щающегося электрода) ; 3 — сплав ЭП741 (метод вращающегося электрода)
сплава ЖС6У, полученных распылением расплава в воду, наименьшее —
с поверхности сплава ЖС6У, полученного методом вращающегося элект-
рода. Большее (~в 15 раз) количество Н2О в гранулах, полученных рас-
пылением расплава в воду, связано с более развитой у этих гранул
удельной поверхностью.
Изучение кинетики выделения водорода и оксида углерода с поверх-
ности гранул показало, что количество газов, выделившихся с поверх-
ности гранул сплава ЖС6У, полученных распылением расплава в воду
(см. рис. 48), было значительно большим, чем при методе вращающегося
электрода (на графике не приводятся). Максимум на кривой выделе-
ния Н2 смещен в область более высоких, чем для Н2О, температур, что,
72
по-видимому, объясняется выделением растворенного в матрице водо-
рода. Кривая выделения СО имеет два максимума: незначительный по
величине в области низких (~ 600 °C) и характеризующийся резким
возрастанием в области высоких (~ 1500 °C — жидкое состояние) тем-
ператур. Образование оксида углерода при низких температурах, по-
видимому, является результатом взаимодействия оксидов никеля с уг-
леродом. Увеличение количества СО с повышением температуры, оче-
видно, происходит вследствие взаимодействия с углеродом матрицы
оксидов хрома, титана и др. Следовательно, вакуумный отжиг обеспе-
чивает удаление некоторой части оксидов с поверхности гранул жаро-
прочных никелевых сплавов, что должно способствовать лучшей кон-
солидации частиц при компактировании. Максимума на кривой выде-
ления водорода и азота в области плавления не наблюдается, вероятно,
вследствие небольшой остаточной концентрации последних при высо-
ких температурах.
Анализ количественного состава и кинетики выделения газовых ком-
понентов из гранул жаропрочных никелевых сплавов показал, что наг-
рев в вакууме с выдержками при 400 и 750 °C значительно снижает
количество адсорбированных примесей и оксидов, что обеспечивает
। получение качественного компактированного материала.
Кинетика окисления гранул [93]. Постановка исследования о законо-
мерностях окисления гранул связана с необходимостью исключить та-
кую возможность при операциях дегазации и последующего нагрева
гранул перед компактированием, т.е. необходимо найти условия без-
окислительного нагрева. Исследовались гранулы сплава ЭП741 с части-
цами сферической формы фракции —315 мкм с удельной поверхностью
85 см2/г, определенной методом фильтрации разреженного газа [94].
Диапазон исследованных давлений от 10“4 Па до 0,1 МПа, интервал тем-
ператур от 600 до 1100 °C. Изучение окисления сплава проводилось
на двух установках. На первой из них создавались статические условия
(изменение заданного давления составляло не более 20 % в течение 5 ч
без откачки). Вторая установка позволяла проводить эксперименты в
регулируемом потоке воздуха при заданном давлении. Поэтому разли-
чали статические и динамические условия.
Гранулы сплава насыпали в кварцевые чашечки, взвешивали и уста-
навливали в реакторе. После выдержки при заданных условиях гра-
нулы вновь взвешивали. Толщину насыпанных слоев гранул подбирали
таким образом, чтобы окисление или испарение протекали в кинетичес-
кой области, т.е. чтобы результаты не зависели от высоты слоя. Этому
требованию в исследованном диапазоне параметров (давление, темпе-
ратура, время выдержки) отвечает слой толщиной в 2—3 мм.
В статических условиях вакуума масса гранул убывает, так как, по-ви-
димому, остаточный кислород быстро расходуется на образование тон-
кой оксидной пленки, а металл диффундирует сквозь нее и испаряет-
ся. Результаты исследований в статическом вакууме приведены ниже
(выдержка 2 ч):
73
Р, Па г, °C Д т [т у % Р, Па г, °C Д т ]ту %
3 • 10“4 1100 -0,030 2- 10-1 800 -0,003
3 • 10~* 800 -0,006 1 • 103 1100 . 0,090
2- IO'1 1100 -0,021 1 • 103 1000 0,070
2- 10'1 1000 -0,007 1 • 103 800 0,020
При давлении 10 Па в течение указанного времени изменение массы
не было зафиксировано, так как, вероятно, увеличение ее при окисле-
нии компенсировалось убылью при испарении. При увеличении толщины
слоя гранул массовая скорость испарения уменьшалась. Так, при увели-
чении толщины слоя с 2 до 8 мм массовая скорость испарения умень-
шалась почти в 3 раза.
При окислении сплава в потоке воздуха скорость окисления посте-
пенно уменьшается вследствие образования оксидной пленки. На
рис. 49, а приведено относительное изменение массы гранул сплава при
Рис. 49. Зависимость относительного увеличения массы гранул от времени окисле-
ния (а) и от толщины слоя (б)
800 °C в потоке воздуха при давлении 103 Па. Скорость окисления спла-
ва в кинетической области подчиняется логарифмическому закону, но
при относительном изменении массы bm'/rri < 1 % также хорошо опи-
сывается зависимостью, пропорциональной корню квадратному из вре-
мени. Поэтому расчет был ограничендщхрждением условий ’’константы
скорости” к' в уравнении Д т /т - J к' т.
Результаты показывают, что кинетика окисления гранул сплава ука-
занной дисперсности описывается уравнением
Д т' </(Д т' / т')
т' d т
1012Р ехр (- ,
i\ 1
(8)
где Р — давление воздуха, Па; Q - кажущаяся энергия активации, рав-
ная 280 кДж/моль; т — время, ч.
Переход к концентрации кислорода Со , г/см3, приводит уравне-
ние окисления к виду
д т'
т' / т')
d т
2,5 • 1018Сп ехр (---— ) .
О2 г v R Т >
(9)
74
Электронографические исследования поверхности гранул сплава по-
казали, что на начальной стадии окисления появляются пленки окси-
да алюминия, а на более поздних — шпинели оксидов алюминия и никеля.
Но окисление сплава в кинетической области проходит только при
малой толщине слоя гранул. В реальных условиях используются боль-
шие слои гранул. Поэтому возникла задача исследования и описания
диффузионной кинетики окисления.
Окисление в диффузионной области зависит (при неизменной дис-
персности гранул) от температуры, парциального давления кислорода,
общего давления в системе и толщины слоя гранул. Диффундирующий
внутрь слоя кислород расходуется на окисление и не может проник-
нуть глубже некоторого слоя. Таким образом, верхние слои металла
играют роль своеобразного ’’геттера” системы. На рис. 49, б приведена
зависимость относительного изменения массы гранул от толщины слоя
при следующих условиях: 900 °C, давление воздуха (в протоке)
3 - 10”"1 Па, время окисления 2 ч.
Химические реакции в слоях гранул широко рассматриваются в ис-
следованиях по диффузионной кинетике гетерогенного катализа [95,
96]. Следуя работе [94], получено выражение для эффективной глуби-
। ны проникновения реакции L i, характеризующее ее как толщину слоя,
на который расходуется весь кислород, диффундирующий в слой по-
рошка. Для определения использовали уравнение, где количество
кислорода, вступающего в реакцию с металлом в единицу времени в
слое толщиной L, равно было потоку диффузии кислорода в слой гра-
нул. Тогда для эффективной глубины проникновения реакции окисле-
ния получили следующее выражение:
Р. р[*о(Т)]1/2
(10)
где — стехиометрический коэффициент; D* — коэффициент диффу-
зии; pi — плотность сплава; р — пористость:
£0(Л = 2,5 • 1018 ехр (-С/Я 7) см3/(г-с).
Из уравнения (10) следует, что эффективная глубина проникновения
уменьшается с ростом температуры и увеличивается при повышении кон-
центрации кислорода в окружающей среде. Формула (10) содержит
эффективный коэффициент диффузии £)*. Когда давление в системе
таково, что длина свободного пробега молекул газа много больше про-
межутков между частицами, имеет место режим кнудсеновской диф-
фузии, и для вычисления коэффициента диффузии в работе [97] ре-
комендуется формула 11

А р2
(11)
где А — удельная поверхность; рг — насыпная плотность; М — моле-
кулярная масса диффундирующего газа.
75
Если длина свободного пробега молекул много меньше промежут-
ков между частицами, используется коэффициент объемной диффузии
(пуазейлевский режим течения газов). В переходной области целесооб-
разно пользоваться формулой (11).
Эффективная глубина проникновения реакции окисления увеличи-
вается со временем вследствие торможения реакции по мере утолщения
оксидной пленки. Так, при 800 °C и давлении 10 Па, удельной массе
8 г/см3, пористости 0,5 и kQ(T) = 1,7 - 104 Z>* = 2 • 106 см/ч. Из форму-
лы (10) получимLy = 3г1^2,см2 /г1/2.
Зависимость величины L i от времени для гранул сплава ЭП741 при
800 °C приведена ниже (в скобках данные для пуазейлевской диф-
фузии) :
Время, ч....... 1 4 9 16 25
L t при Р, Па:
10........... 3(60) 6(120) 9(180) 12(240) 15(300)
10-2 ......... 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5
Поскольку при давлении 13,4 Па длина свободного пробега моле-
кул кислорода составляет ~ 1 мм, то следует принять глубину проник-
новения реакции окисления по Кнудсену и признать значения, получен-
ные для пуазейлевской диффузионной кинетики, завышенными.
Проведенные исследования показывают, что глубина окисленного
слоя гранул в течение времени до 25 ч, при давлении менее 1СГ1 Па и
температурах дегазации ~ 800 °C незначительная (~ 1 мм) и ею можно
пренебречь для реальных изделий.
Но если использовать метод пересыпания для ускоренного удале-
ния паров воды в условиях динамического вакуума 10-1 — 10"3 Па
возникает опасность окисления поверхности гранул.
Поэтому для дегазации небольших масс гранул приемлема схема,
предусматривающая удаление газов из массы гранул в слое высотой
до 100—150 мм с открытой поверхностью, что обеспечивает достаточно
глубокую дегазацию по всей высоте засыпки. Дегазация по такому
методу значительных объемов гранул оказывается существенно менее
полной и требует других решений.
В условиях статического вакуума при необходимости дегазации боль-
ших масс гранул перспективным является ускоренный метод дегазации
гранул при пересыпании.
Механизм образования пористости в компактном материале. В неко-
торых заготовках, полученных методом горячего газостатического прес-
сования гранул, при высокотемпературном отжиге, проводимом в про-
цессе термической обработки, образуются поры. Возможно, просто уве-
личивается размер пор, имевших до отжига малые размеры и поэтому
металлографически не обнаруживаемых. В работе [98] сделана попытка
объяснить причины, обусловливающие порообразование.
Образцы размером 1 X 1 X 1 см с исходной пористостью р ж 10“4 от-
жигали при 1150—1250 °C на воздухе. Длительность отжигов варьиро-
вали от 1 до 40 ч. Отжиг периодически прерывался, и при помощи све-
товой или электронной микроскопии измеряли все находящиеся в плос-
76
кости сечения образца поры. Типичный вид пор, наблюдаемых в наших
опытах, приведен на рис. 46, а. Результаты измерений показаны на рис. 50.
Установленные кинетические закономерности роста пор нельзя объяс-
нить законами обычной диффузионной коалесценции, так как, во- пер-
вых, в процессе отжига плотность пор остается практически неизмен-
ной и, во-вторых, размер пор изменяется значительно быстрее, чем сле-
довало ожидать из представлений о коалесценции [99].
Мы предположили, что наблюдаемое увеличение размеров пор обус-
ловлено следующим обстоятельством. При прессовании под воздействием
высокой температуры с поверхности гранул десорбируют малораство-
римые молекулы газа (в основном аргона), последний после прило-
жения давления остается в сжатом
состоянии в пространстве между гра-
нулами. Газ может также попадать
через материал капсул или сварных
швов. При последующем высокотем-
пературном отжиге давление газа в по-
рах повышается, что и приводит к
увеличению размера (разбуханию)
пор по механизму пластического или
квазивязкого течения [100].
Рис. 50. Кинетические зависимости роста
суммарной поверхности пор при изотер-
мическом отжиге прессовки при 1150 °C
(7), 1200 °C (2) и 1250 °C (5)
Оценим величину внутреннего давления, которое может создать газ,
десорбированный с поверхности гранул в свободный объем образца.
Полагая, что газ десорбирует из слоя одноатомной толщины, легко
определить число молекул, находящихся в единичном объеме прессовки:
п я г2 / а) (1 / 8 г3) ~7г/2а2г,
где г — радиус гранулы; а — расстояние между атомами в адсорбиро-
ванном слое.
Соответственно давление газа, находящегося в пустотах:
р к т п р к Т / (2 р а2 г),
и Р
где р — коэффициент, учитывающий степень заполнения молекулами
газа поверхностного слоя гранулы; к — постоянная Больцмана; Т —
температура.
При г & 10~2 см, а & 5 • 10“8 см, рх 10“4 и полагая, что /3=1, имеем
PQ iblO3 Н/см2. Этого давления может быть вполне достаточно, что-
бы обеспечить диффузионно-вязкий рост пор в исследуемых образцах
[101]. Кинетика роста сферической поры радиуса / в режиме квазивязкого
77
течения под действием внутреннего давления должна описываться урав-
нением
[100]': >
х/3 W1 X
__ z V J \ 1 л о
1 2 лп/ 2 J
, з
о \
2 о ™
(12)
о
о — соответственно исходный радиус поры и начальное давле-
но и тх — коэффициенты в законе е = х0 г™1, связы-
ы, то из
должна
= (-So/S)’’'1, гда 5 =
где г0
ние газа в ней;
вающем скорость течения вещества е и величину действующих сдвиго-
вых напряжений т; о — поверхностное натяжение.
Если учесть, что на начальной стадии давление газа внутри поры пре-
восходит лапласовское давление, обусловленное кривизной пор
выражения (12) следует, что зависимость Infr'/r') от ln(r07^У
быть линейной. Учтя, что г/г = S/2S и (г0'/г)3 ~
7V 2
= Е г- — экспериментально измеряемая суммарная поверхность
пор, по опытным данным построили зависимость 1п(5/ 2S) от 1п(50/5)3^2
и убедились в том, что результаты опытов хорошо описываются соот-
ношением ^12) при значении параметра ^2,8 (рис. 51, а). Кроме того,
поскольку г /г = S/2S я, х0, а хо D, где D — коэффициент диффузии,
ln(S/2S)
Рис. 51. Зависимость In(5/2S) от 1п(50/5)
(fl) при изотермическом отжиге при 1150
(7), 1200 (2) и 1250 °C (5) и от темпера-
туры (б)
ln(S/2S)
ЛОрЬ
лимитирующий скорость диффузионно-вязкого роста поры, то зависи-
мость 1п(5/25) от 1/Г также должна быть линейной, если предположе-
ние о квазивязком механизме роста пор под действием внутреннего
газового давления является верным.
По углу наклона прямой (см. рис. 51, б) получаем значение энергии
активации Q — 280 кДж/моль, что близко к значению энергии актива-
ции объемной самодиффузии в никеле.
Из соотношения (12) также следует, что пора должна перестать уве-
личиваться при некотором значении г*, при котором давление внутри
поры станет равным лапласовскому, т.е. при выполнении условия
78
rK = r0 (2a/P0 r0') 1/3
Так как в наших опытах (г* Ло)~ 2, то PQ ^16(о/г0'), т.е. начальное
давление газа в порах значительно превосходит лапласовское. Подста-
вив значение и 2 • 10“4 Дж/см2 и экспериментально найденное зна-
чение г0' 4 см, имеем PQ & 3 • 103 Н/см2, что совпадает с оценкой
этого давления в предположении десорбции газа с поверхности гранул
в свободное пространство прессовки.
Таким образом, причиной увеличения размера пор при отжиге иссле-
дуемых образцов является повышение внутреннего газового давления
в порах при нагреве. В свою очередь причиной появления газа, по-види-
мому, является эффект десорбции молекул с поверхности гранул в
процессе прессования или проникновения газа через материал капсулы
или сварных швов.
В заготовках, изготовленных методом ТИП, увеличение пористости
сопровождается повышением содержания аргона:
।
Состояние Аг, % Н2,% Состояние Аг, %
сплава (по массе) (по массе) сплава (по массе)
Пористый. . . 5- 10"‘ >5- 10"4 Пористый. . . 1- 10"5
Плотный. ... 5 • 10~* < 5 • 10“4 Плотный. ... 1 • 10“*
Н2,%
(по массе)
< 5 • 10“ 4
< 5 • 10“4
Содержание других газов (кислорода, азота) при этом не увеличи-
вается. Следует отметить повышенное содержание в отдельных порис-
тых заготовках водорода > 12 • 10“4 % (по массе). Таким образом,
можно сделать заключение, что поры в дисках заполнены либо аргоном,
либо водородом, либо обоими газами одновременно.
Из литературы известны три источника попадания аргона в металл
заготовок [102, 103]:
1) захлопывание газа внутри гранул при их производстве. Это при-
суще только компактному материалу, полученному из гранул, изго-
товленных газоструйным распылением расплава;
2) недостаточно полная дегазация капсулы с гранулами перед ГИП;
3) проникновение газа в недостаточно герметичную капсулу в
процессе ГИП.
Влияние параметров горячего изостатического прессования
на структуру и свойства сплавов [ 104]
Метод ГИП является наиболее перспективным для получения заго-
товок и изделий различного размера, обладающих высокой равномер-
ностью структуры и свойств [50, 105, 106]. Горячее газостатическое
прессование осуществляется посредством комбинированного воздей-
ствия высоких давлений и температуры, создаваемых газовой средой
(аргон, гелий). Высокотемпературное газостатическое прессование может
проводиться при меньших давлениях и температурах по сравнению с ве-
личинами этих параметров, необходимыми при раздельном уплотнении
и спекании, с одновременным повышением качества изделий.
Наиболее важными параметрами на стадии прессования являются
удельное давление, температура и время прессования, а также пара-
79
метры, отвечающие за минимальное содержание газов (в первую оче-
редь, кислорода) в металле. Применительно к вариантам ГИП (рис. 52),
необходимо было установить рациональные режимы прессования, обес-
печивающие требуемые структуру и свойства сплавов.
Было исследовано1 влияние давления, температуры и времени вы-
держки при ГИП по варианту II на структуру и механические свойства
сплава ЭП741.
В качестве параметров оптимизации выбраны предел прочности при
комнатной температуре, длительная прочность гладких образцов (тг)
Рис. 52. Схема газостата (а) и различные варианты (-------вариант I,------—
вариант II) компактирования заготовок (б) :
1 - силовая рама; 2 - нагревательная печь; 3 — капсула с гранулами; 4 — контей-
нер; 5 — теплоизоляция; 6 — нижняя пробка
и образцов с надрезом радиусом 0,15 мм (т )• при 750 °C и напряже-
нии 600 Па, а также величина зерна. Время до разрушения образцов с
надрезом являлось параметром оптимизации только в термообработан-
ном состоянии. Это связано с низкими значениями т , определяемыми
размером и морфологией у9-фазы в компактированном состоянии.
Кроме указанных свойств, в работе определяли характеристики плас-
тичности: относительное сужение ($, удлинение (6), а также ударную
вязкость (дн).
Склонность сплава к хрупкому разрушению оценивали по чувстви-
тельности к надрезу, определяемой коэффициентом К = тп1тт-
Факторами, влияющими на значения параметров оптимизации, выбра-
ны температура прессования, удельное давление и время выдержки под
давлением при заданной температуре.
В результате реализации матрицы планирования и оценки статисти-
ческой значимости коэффициентов регрессии получены следующие адек-
ватные линейные уравнения, описывающие характер изменения механи-
1 Совместно с В.И.Еременко, М.А.Мухаметкуловым, В.А.Зиновьевым, Е.В.Зи-
миной и Т.С.Толстохлебовой.
80
ческих свойств и величины зерна (X) в исследуемых интервалах темпе-
ратуры, удельного давления и времени выдержки под давлением. В
компактированном состоянии:
ов = 1312,4-27,1 Т+ 10,ЗР - 7,8т; (13)
ТГ7600 = 103>7 + 28’0Р + 31>2г’ (14)
X = 65,5 + 20 Т + 9,5 т. (15)
В термообработанном состоянии:
ов = 134,2 + 6,6 Т + 5,8Р - 4,4т; (16)
тн«°0 = 270’1 - 50>1 Т> <17)
X = 82,3 + 31,6 Т + 4,6Р + 14,3 т. (18)
Из полученных уравнений (13) и (14), описывающих изменения ме-
ханических свойств в компактированном состоянии, следует, что рост
температуры и времени выдержки под давлением уменьшает предел
прочности. Большие выдержки под давлением, кроме того, увеличи-
вают длительную прочность гладких образцов. С повышением давления
растут как предел прочности, так и длительная прочность. Температу-
ра прессования статистически значимо не влияет на длительную проч-
ность гладких образцов.
После термической обработки повышение температуры и времени
выдержки под давлением так же, как и в компактированном состоянии
уменьшают предел прочности. Рост давления увеличивает значения пре-
дела прочности. На длительную прочность образцов е надрезом влияет
только время выдержки под давлением: при увеличении времени вы-
держки значения тн уменьшаются. Но длительную прочность гладких
образцов в исследуемом интервале все параметры прессования статис-
тически значимо не влияют.
Характер зависимостей (13), (14), (16) и (17) в значительной сте-
пени можно объяснить влиянием параметров изостатического прессова-
ния на величину зерна [ (уравнения (15) и (18)]. В компактированном
состоянии повышение температуры прессования и времени выдержки
под давлением, увеличивая величину зерна, уменьшает значения преде-
ла прочности. Длительная прочность гладких образцов вследствие уве-
личения размера зерна, происходящего при повышении времени выдерж-
ки под давлением, растет.
Положительное влияние удельного давления на повышение предела
прочности и длительной прочности, как следует из уравнения (15), нельзя
объяснить его влиянием на величину зерна твердого раствора. Рост
прочностных характеристик при комнатной и рабочей температуре,
происходящий при повышении удельного давления, очевидно, связан
с интенсификацией диффузионных процессов спекания гранул.
После термической обработки величина зерна твердого раствора в
среднем увеличивается с 65 до 82 мкм.
После термической обработки повышение температуры прессования
и времени выдержки под давлением, как и в случае компактированного
81
Таблица 10. Средние значения механических свойств сплава ЭП741 в компакта
Номер Параметры Компактированное состояние
режима прессования
г, °C Р, МПА 7, Ч °В’ МПа °Ь, 2 ’ МПа 8, % Ф.% ан’ Дж/ск 750 Гб 0 0 е ч ,57S0 % ‘^75 % 0—75 0 ГH600f ч
1 1150 100 1 1341,0 831,8 26,2 26,2 96,1 53 0,1 0,6 0,38
2 1150 100 11 1320,4 831,8 27,3 27,0 105,9 104 0,3 0,6 0,43
3 1150 180 1 1342,0 855,4 28,7 28,3 92,2 98 0,4 0,7 0,28
4 1150 180 11 1360,6 815,2 24,9 26,2 86,3 202 0,5 1,8 0,71
5 1250 100 1 1309,6 832,8 27,6 26,8 112,8 95 0,3 0,6 0,25
6 1250 100 11 1249,7 788,7 28,0 28,5 138.3 69 1,6 2,4 0,33
7 1250 180 1 1287,1 822,1 25,6 25,9 112,8 52 0 0,2 0,38
8 1250 180 11 1301,7 820,1 24,1 24,5 111,8 193 1,0 2,4 0,86
9 1125 140 6 1310,6 837,7 18,9 21,8 64,7 100 — — 8,00
10 1275 140 1 1325,3 831,8 25,9 25,5 99,1 90 — — 0,41
состояния, увеличивает величину зерна твердого раствора и тем самым
уменьшает значения предела прочности. Несмотря на то что повыше-
ние удельного давления способствует росту зерна, значения ав при
этом увеличиваются. Очевидно, диффузионное спекание гранул, по-
вышающее значения прочности, в данном случае больше влияет на ов,
чем увеличение размера зерна, снижающее его значения. Повышение
времени выдержки под давлением способствует росту зерна, но, как
следует из уравнения (17), это приводит к снижению длительной проч-
ности образцов с надрезом. Такой характер изменения тн можно
объяснить возникновением значительной разнозернистости при уве-
личении времени выдержки под давлением, особенно при 1250 °C,
что, несмотря на увеличение средней величины зерна, снижает значе-
ния длительной прочности.
Таким образом увеличение разнозернистости способствует прояв-
лению чувствительности материала к надрезу. Наилучшее сочетание
прочности и пластичности при комнатной температуре испытаний и дли-
тельной прочности при 750 °C при отсутствии чувствительности к над-
резу получено в термо обработанном состоянии в случае проведения
прессования по режимам 5 и 7 (табл. 10).
Аналогично на структуру и механические свойства сплава ЭП741
влияют параметры компактирования по варианту I.
Анализ зависимостей механических свойств от режима ГИП после
термической обработки указывает на сохранение в значительной мере
закономерности изменения свойств, полученных в исходном состоя-
нии. Термическая обработка компактных заготовок позволяет резко
повысить характеристики длительной прочности. Очевидно, применяемый
при термической обработке нагрев, на 50—60 °C превышающий темпе-
ратуру полного растворения у'-фазы, создает дополнительные условия
для рекристаллизации.
Рассмотрение результатов, полученных методами ГИП, позволяет сделать сле-
дующие выводы. Повышение температуры значительно интенсифицирует диффу-
82
рованном и термообработанном состояниях
Термообработанное состояние
ств» МПа а0,2 МПа 6, % ф,% ан » Дж/см2 т™° , 1 6 0 0 ч 6”®,% ф”°, %т’’° , «6 0 0 ч к =
1343,9 866,8 24,2 24,4 93,2 307 2,7 4,0 339 1,16
1345,9 906,4 23,7 23,9 87,3 255 3,1 5,4 187 0,73
1369,5 927,0 25,7 26,6 88,3 227 2,5 4,4 237 1,04
1339,1 883,8 24,4 24,0 93,2 302 0,7 1,6 275 0,91
1332,2 876,0 24,7 25,1 102,0 305 4,2 6,8 341 1,11
1327,3 902,5 23,6 24,7 105,9 270 2,1 4,7 229 0,84
1345,9 927,0 22,0 21,8 93,2 237 2,7 4,1 368 1,54
1342,9 874,1 25,2 23,1 95,2 290 0,8 1,4 185 0,64
1369,5 886,8 18,6 19,0 69,6 219 — 127 0,57
1365,5 884,8 21,6 23,2 79,5 193 — — 207 1,07
зию на контактной поверхности гранул, способствует протеканию рекристаллиза-
ции не только в объеме отдельных гранул, но в объеме всего металла и, таким
f образом, увеличению прочности границ гранул. Верхний предел повышения тем-
пературы находится близко к 1200-1220 °C. Что касается выдержки металла под
давлением, тох как правило, ее увеличение приводит к росту механических свойств
за счет более полного протекания процессов на границах раздела гранул. Но дли-
тельность выдержки материала под давлением также имеет ограничения, диктуе-
мые, ВО'первых, конструктивными особенностями оборудования для компакти-
рования (стойкостью инструментальной оснастки и т.п.), а, во-вторых, развитием
разнозернистости.
Поэтому плодотворным явился подход, развитый в наших исследованиях, сущ-
ность которого состоит в частичном перенесении функций консолидации гранул с
компактирования на последующую термическую обработку. Последняя в этом слу-
чае является операцией, выполняющей двоякую роль: 1) обеспечения достаточной
консолидации частиц посредством диффузионных процессов на контактных поверх-
ностях и 2) проведения фазовых процессов и рекристаллизации для создания в
материале необходимой зеренной структуры и оптимального соотношения дис-
персностг упрочняющей 7'-фазы и карбидных фаз.
На основании проведенных исследований были приняты параметры компакти-
рования жаропрочных никелевых сплавов, обеспечивающие возможность полу-
чения плотного однородного по структуре и свойствам металла, который может
быть использован для последующей деформации или непосредственно для изго-
товления деталей. Эти параметры положены в основу технологии ГИП различных
заготовок и изделий.
Компактирование по разным вариантам ГИП позволяет наряду с простыми ци-
линдрическими заготовками получать изделия сложной формы, в том числе и такие,
изготовление которых методами обработки давлением невозможно.
Процессу ГИП предшествуют следующие операции. Гранулы сферической формы
с размером 70-315 мкм засыпаются в капсулы цилиндрической формы или фа-
сонные капсулы, при этом обеспечивается плотность засыпки на уровне 50-55 %
от плотности деформированного металла. Применение виброуплотнения при за-
сыпке позволяет поднять плотность до 60—62 %. Далее следует дегазация гранул
и герметизация капсул. Используются и другие сочетания этих операций.
3. ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ
Осадка сплава ЭП741
Свойства жаропрочных сплавов тесно связаны с размером зерна
и его однородностью, которые в первую очередь определяются режима-
ми обработки давлением и термической обработки. Если при обработ-
ке давлением в изделии наряду с достаточно большими деформациями
будут допущены малые, близкие к критическим, то может возникнуть
разнозернистость, т.е. одновременное существование участков крупно-
го и мелкого зерна. Разнозернистость приводит к значительному разбросу
свойств. Разрушение чаще всего происходит по границам крупного и
мелкого зерна [107,108].
Изучали влияние малых, в том числе критических, степеней дефор-
мации на структуру (величину зерна) и длительную прочность сплава
ЭП741, полученного из гранул, непосредственно после горячей дефор-
мации и после отжига. Структуру исследовали на образцах размером
20 X 20 мм, деформированных в изотермических условиях методом
свободной осадки при 1100, 1150, 1200 °C со степенями деформации
3, 5, 10, 20 %. В различных зонах образцов изучали структуру поте
деформации со степенями от 1,5 до 8 %.
Макроструктуру изучали в диаметральной плоскости образцов в де-
формированном и термообработанном состояниях при увеличении 3,5.
Определяли характерные зоны разнозернистости. Микроструктуру ис-
следовали в диаметральной плоскости образцов на центральной площад-
ке 4 X 8 мм. Границы зерен выявляли вакуумным травлением по режи-
му: t = 1100 °C; т = 4 ч; Р = 1 • 10"2 Па.
В образцах, деформированных при 1100—1150 °C, независимо от
степени деформации отмечается мелкозернистая и однородная структура.
Последующая термическая обработка, включающая отжиг при 1200 °C,
8 ч, не приводит к существенному
росту зерна и не создает участков раз-
нозернистости. Размер зерна соизме-
рим с размером зерна в исходной ком-
пактной заготовке (рис. 53).
Рис. 53. Диаграмма рекристаллизации
сплава ЭП741: после деформации
( ------) и после отжига при 1200 °C,
8ч (-----)
Повышение температуры деформации до 1200 °C сопровождается
рекристаллизацией с характерными зонами неоднородного зерна в об-
разцах после деформации с 3,5—7,0 %. Увеличение деформации от 8 до
20 % приводит к образованию мелкозернистой однородной структуры.
По данным исследования структуры деформированных образцов мож-
84
но констатировать, что критические деформации для сплава ЭП741 на»
ходится в пределах 3,5—7,0 %.
При такой деформации средний размер зерна увеличивается до 160—
175 мкм по сравнению с 90 мкм в компактированном состоянии. Мак-
симальный размер зерна достигает 300 мкм при минимальном размере
40 мкм. Увеличение степени деформации до 20 % уменьшает средний
размер зерна до 110 мкм, при этом распределение размеров более од-
нородно. Последующий отжиг деформированного материала при 1200 °C,
8 ч приводит лишь к некоторому укрупнению зерна с сохранением тен-
денции к росту в деформированном состоянии.
Полученные диаграммы рекристаллизации явились основой для вы-
бора термомеханических режимов деформации при получении изделий.
При неизотермических условиях деформирования на прессе имеет мес-
то застуживание поверхности и тонких сечений, поэтому производилась
корректировка температур в сторону повышения. При этом возможно
появление участков с критическими деформациями, что приводит к
разнозернистости, возникающей вследствие неоднородности дефор-
мирования при малых степенях деформации.
Сохранение после термической обработки микроразнозернистости сви-
детельствует об устойчивости последней. Допустимую степень разнозер-
Рис. 54. Размеры зерен в образцах сплава ЭП741 с надрезом после испытаний дли-
тельной прочности:
J-t’s0 > 100ч; 2— т„50 < 100ч
"б 0 0 п6о о
85
нистости можно установить по ее влиянию на жаропрочность. На гра-
фике (рис. 54) представлены частотные кривые распределения раз-
меров зерен твердого раствора в образцах с надрезом, имеющих раз-
личные значения времени до разрушения. При среднем размере зерна
215 мкм (см. рис. 54, 2) наблюдается более низкая длительная проч-
ность, чем при 56 мкм (см. рис. 54, 7). При этом повышенные и ста-
бильные свойства длительной прочности на образцах с надрезом обес-
печиваются не столько размером зерна твердого раствора, сколько его
однородностью.
Прессование сплава ЖС6У [ 30, 104]
Наиболее распространенным способом деформации материала из
гранул сложнолегированных сплавов является прессование1. При прес-
совании сплава ЖС6У, как установлено в работах [30, 109], возможно
образование мелкозернистой структуры, сообщающей материалу свой-
ство сверхпластичности. По зарубежным данным, прессованные прутки
сложнолегированных сплавов из гранул удимет-700, астролой, инко-
нель-100, инконель-718, хастелой и др. также обладали сверхпласти-
ческими свойствами и имели сопротивление деформации значительно
ниже, чем для литого состояния при соответствующих температурах »
[40, 48, 50]. Это свойство дало новое понятие ’’ковки в условиях сверх-
пластичности”; последняя позволяет получать в изотермических усло-
виях при малой скорости деформации изделия сложной формы из вы-
соколегированных сплавов.
По имеющимся сообщениям [88], в зарубежной практике большая
часть всех жаропрочных порошков подвергается горячему прессова-
нию. Считают, что такой метод обеспечивает более высокое качество
материала, так как во время деформации между частицами происхо-
дит сдвиг, благодаря которому образуются прочные связи даже при
использовании частиц сферической формы. Поэтому на большей площа-
ди поверхности частиц обеспечивается лучшее сцепление по сравнению
со сцеплением, образующимся при компактировании в изостатических
условиях.
Анализ зарубежной технологии производства полуфабрикатов и
деталей из гранул жаропрочных сплавов показывает, что при сочетании
приведенных выше операций созданы следующие основные технологи-
ческие схемы: 1) схема, аналогичная варианту I на рис. 24 (фирмы
Prattand Whitney и др.); 2) схема по варианту II (Hanry Wiggin и др.).
С целью выбора оптимальных параметров прессования было прове-
дено исследование влияния термомеханических параметров этого про-
цесса на структуру и свойства прессованных прутков из сплава ЖС6У.
Эксперименты по прессованию прутков диаметром 20—50 мм из гранул
сплава ЖС6У проводили на горизонтальном гидравлическом прессе уси-
лием 10000 кН из контейнера диаметром 95 мм. Заготовкой для прес-
1 В отличие от горячего изостатического прессования здесь ’’прессование” оз-
начает экструдирование или горячее выдавливание.
86
сования служила стальная (сталь 20) капсула толщиной 4,5—5 мм, вы-
полненная из штампованного стакана, заполненная гранулами сплава
ЖС6У с плотностью засыпки ~ 64—66 %. Капсулу с гранулами дегазиро-
вали в вакуумной печи по разработанному ступенчатому режиму и
заваривали электронно-лучевым методом. Температуру нагрева загото-
вок под прессование изменяли от 1050 до 1150 °C, скорости прессо-
вания принимали равными 20, 50 и 150 мм/с, вытяжку изменяли от
3 до 20.
Результаты прессования показали, что при 1050, 1100 и 1150 °C и
постоянной скорости 50 мм/с получаются качественные прутки при
вытяжке > 6. Применение меньших степеней деформации не гаранти-
рует сплошности прутков. Также оказалось невозможным получение
прутков при 1050 °C с вытяжкой > 14 из-за недостаточной напряжен-
ности контейнера (1373,4 МПа). Температура на качество поверхнос-
ти прутков не влияла. Некоторое улучшение качества поверхности наб-
людалось при увеличении степени деформации. Изменение скорости
прессования от 20 до 150 мм/с не отразилось на качестве поверхнос-
ти прутков, за исключением прессования при 1150 °C и скорости
150 мм/с. При этих условиях прутки имели большое количество трещин.
Влияние температуры прессования на фазовый состав сплава ЖС6У
представлено в табл. 3. Полученные данные показали, что сплав ЖС6У
после прессования при 1050 и 1100 °C имеет следующий фазовый сос-
тав: твердый раствор, упрочняющая фаза типа Ni3(Ti, Al) и карбидные
фазы. Основной карбидной фазой является карбид типа 7Ие6С. Повы-
шение температуры экструзии до 1150 °C приводит к растворению двой-
ного карбида и образованию увеличенной массовой доли карбидов ти-
па МеС; кроме этого, обнаружены следы боридной фазы типа Сг5В3
( Z-фаза).
Рентгенографическими исследованиями установлено, что прутки,
полученные при 1050—1100 °C, имеют перекристаллизованную струк-
туру, при температуре прессования 1150 °C начинается рекристаллиза-
ция. Размер зерна в прутках, экструдированных с 1150 °C, составляет
6—8 мкм. Зеренное строение прутков, экструдированных при 1050—
1100 °C, металлографическим методом не выявляется, а электронная
микроскопия тонких фолы показывает структуру с развитыми суб-
зернами (см. рис. 19,а).
Исследования структуры и испытания на сверхпластичность позво-
лили определить оптимальные режимы прессования прутков с высо-
кой пластичностью.
Горячая деформация как метод изготовления изделий из сложно-
легированных сплавов, полученных из гранул, безусловно, представ-
ляет интерес и применяется в промышленности. Однако в последнее
время все большее внимание уделяется технологии получения дис-
ков методом прямого компактирования в газостатах, как имеющему
наиболее высокие технико-экономические показатели [110—112].
Глава III. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ИЗДЕЛИЙ
ПРИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ
Термическая обработка жаропрочных сплавов является важным зве-
ном технологического процесса производства, одним из путей повы-
шения эксплуатационных характеристик изделий. Это является особен-
но справедливым применительно к изделиям, изготавливаемым из гра-
нул, где необходимо завершение консолидации.
На основании приведенных выше данных выбирались режимы и соз-
давалась технология термической обработки изделий.
1. ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА СТРУКТУРЫ СПЛАВОВ
ПРИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ [24]
В литературе отсутствуют систематические данные о закономернос-
тях изменения структуры и фазового состава гранулируемых никеле-
вых сплавов на различных этапах технологических процессов и при тер-
мической обработке в зависимости от параметров этих процессов. От-
сутствуют рекомендации по созданию структуры с оптимальными раз-
мерами зерен, у'-фазы, с количественными соотношениями упрочняю-
щих у'-фазы и карбидных фаз. Подобная структура должна обеспечи-
вать высокий уровень жаропрочности и механических свойств при 20 °C.
Для понимания процессов формирования структуры и механических
свойств готовых изделий важно проследить за изменениями, происхо-
дящими в материале на протяжении всего технологического цикла. Для
Таблица 11, Влияние термической обработки на изменение количества и фазового
диаметром 60 мм сплава ЖС6У (~0,15 % С)
Режим
термической
обработки
Количество
карбидов,
% (по массе)
Состав карбидов, % (по мае
Ni
Ti
Со Сг Nb Мо
Исходное состояние 1100 °C, 4 ч, воздух 1,3 5,8 1,0 10,8 18,8 2,4 1,0 7,1 3,0 10,0 18,0 13,1 Гранулы 6,4 7,5
1200 °C, 4 ч, воздух ' 3,4 15,2 7,4 5,7 5,5 10,3 5,5
1200 °C, 8 ч, воздух 3,1 11,8 9,2 4,5 5,1 16,0 5,0
1240 °C, 4 ч, воздух 3,6 11,8 7,5 5,5 5,5 6,8 6,7 Слиток
Исходное состояние 1,5 4,1 30,5 1,5 2,9 18,4 5,3
1100 °C, 4 ч, воздух 1,6 5,8 26,9 1,4 4,2 17,5 6,1
1200 °C, 4 ч, воздух 2,0 14,2 23,0 1,9 3,9 14,1 3,5
88
этого необходимо оценить структурные изменения в исходных грану-
лах при нагреве.
Изменение фазового состава
и структуры гранул при нагреве
Высокая дисперсность структурных составляющих, пересыщение
твердого раствора легирующими элементами и углеродом в гранулах,
неоднородность состава — признаки метастабильности структуры. При
термических воздействиях по мере увеличения температуры и времени
структура гранул будет приближаться к равновесному состоянию. При
этом процессы должны проходить в следующей последовательности:
распад пересыщенного твердого раствора с выделением различных
фаз (в основном карбидов и интерметаллидов) ;
коагуляция первичных и вторичных фаз, т.е. фаз, образовавшихся
при кристаллизации и распаде твердого раствора;
растворение первичных и вторичных фаз;
устранение химической микронеоднородности;
расплавление.
Именно о такой последовательности процессов свидетельствуют дан-
ные фазового анализа (табл. 11), исследований структуры (рис. 55),
вид термограмм (рис.. 56) и кривые изменения микротвердости (рис. 57).
В гранулах жаропрочного сплава ЖС6У карбидная фаза представле-
на только монокарбидами типа МеС состава (Ti, Ni) (С, N) (см. табл. 11).
Во время нагрева изменяется состав и количество карбидных фаз, при-
•
состава карбидов в гранулах и слитке
се) Фазовый состав карбидов Период решетки, нм Расчетное содержание углерода, %
W МеС Ме6 С в карбидах в твер- -——— дом раст- МеС Сг23С6 воре Ме6С
(ВГУ)
51,7 49,0 Ме(С, N) Ме6С; следы Ме(С, N) ; следы Сг2 3С6 0,432 1,115 0,09 0,13 0,06 0,06
50,5 Ме6 С; Ме(С, N) — 1,115 0,11 0,04
48,5 Ме6 С; Ме(С, N) — 1,116- 0,14 0,03 —
1,118
56,2 Ме6 С; Ме(С, N) — 1,116— 0,10 0,03 —
1,118
(ВИП)
37,3 Ме(С, N) 0,435 0,15 — 0,01
39,2 Ме(С, N); следы Сг2 3С6 0,440 —- 0,14 0,01
39,3 Ме(С, N); следыМе6С; 0,440 0,15 0,01 —
следы Me2 3В2
89
Рис. 55. Структура карбидов в гранулах сплавов ЖС6К (а, в) и ЭП741 (б, г) в ис-
ходном состоянии (а, б) и после выдержки в течение 4 ч при 1200-1220 °C (в, г).
X 250
чем сохраняются температурные области стабилизации карбидов, из-
вестные для литых сплавов: Ме23С6 — 900—1050 °C;- 7Ие6С — 1000—
1250 °C; МеС — до 1300 °C [ИЗ]. При 900—1000 °C в гранулах наряду
с карбидами МеС появляются карбиды Сг23С6 и двойные карбиды типа
Ме6С, при 1100—1150 °C основной карбидной фазой становятся карби-
ды типа 7Ие6С, при 1200—1240 °C количество карбидов Ме6 С значитель-
но понижается и возрастает доля карбидов МеС. Наибольшее изменение
количества карбидных фаз происходит в результате нагрева гранул при
1100 °C, 4 ч: количество карбидов увеличивается в 4,0—4,5 раза по срав-
нению с исходным состояниеми достигает 5,8—6,0 % (по массе) за счет
образования карбидов типаМе6С.
Доля карбидов МеС в исходных гранулах меньше, чем в слитке диа-
метром 60 мм, а в компактной заготовке количество карбидов МеС +
+ Ме6С значительно больше, чем в гранулах и слитке (см. табл. 3). Боль-
90
шее содержание карбидов в гранулах после нагрева и в компактном ма-
териале, полученном из гранул, обусловлено распадом пересыщенного
углеродом твердого раствора с образованием тяжелых карбидов типа
Ме6С. Приближенный расчет количества связанного й свободного (нахо-
дящегося в твердом растворе) углерода показал, что в слитке в твер-
дом растворе находится ~ 0,01 % С. Расчет, выполненный для исходных
Рис. 56. Термограммы нагрева и охлаж-
дения гранул сплава ЖС6У
НП1НПа
D rU
5/2/7Z7
4000\
3000
без 700 800 900 1000 1100 1200 t,°C
отжига
Рис. 57. Зависимость микротвердости
гранул от температуры отжига в те-
чение 4 ч:
1 - гранулы спдава ЖС6К, получен-
ные распылением в воду; 2 — грану-
лы сплава ЖС6У, полученные распы-
лением вращающегося электрода
и термообработанных гранул (см. табл. И), свидетельствует о значи-
тельном количестве углерода, находящемся в твердом растворе гранул
(0,03—0,06 %). Разница в содержании углерода в твердом растворе ис-
ходных слитков и гранул, рассчитанная по количеству карбидов МеС,
составляет ~ 0,06 %. Таким образом, величины пересыщения, определен-
ные двумя указанными методами^достаточно близки.
Подобное различие в количестве карбидных фаз в слитках и в гра-
нулах для трех сплавов (713 и инконель-100 со стандартным и понижен-
ным содержанием углерода) была получена также в опубликованной
работе [114]. По мнению авторов работы, причина такого различия зак-
лючается в значительном пересыщении углеродом твердого раствора
в гранулах, который при нагреве выделяется в виде карбидов по грани-
цам зерен и гранул.
Вместе с тем необходимо отметить, что и в отливках карбиды МеС
метастабильны и при нагреве частично растворяются, что стимулирует
образование некоторого количества карбидов Ме2зСб и.Ме6 С [115].
Из рис. 55 следует, что размеры, количество и распределение кар-
бидной фазы в сплаве типа ЖС6У заметно изменяются при термичес-
кой обработке, тогда как в сплаве ЭП741, содержащем меньше С и W,
изменения в карбидной фазе менее выражены: в сплаве ЭП741 содер-
жится в основном карбид типа МеС, более устойчивый при нагреве до
1200 °C. Образование в сплаве ЭП741 преимущественного карбида МеС
объясняется более низким содержанием углерода и вольфрама и высо-
91
ким содержанием ниобия по сравнению со сплавами типа ЖС6. Ниобий
стабилизирует карбид МеС, а пониженное содержание вольфрама
уменьшает склонность к образованию карбида Ме6 С.
Карбиды и 7'-фаза при нагреве выделяются прежде всего по границам
зерен и дендритных ячеек и заметны при металлографическом исследо-
вании уже после нагрева до 750—800 °C. При повышении температуры
до 900—1150 °C у'-фаза и карбиды коагулируют, а при 1150—1170
(для сплава ЭП741) и 1210—1220 °C (для сплава ЖС6У) происходит
растворение у'-фазы, при этом в сплаве ЭП741 устраняется дендритный
характер структуры. Но дендритное строение сплава ЖС6У сохраняет-
ся вплоть до 1220 °C, т.е. выше температуры полного растворения у '-фа-
зы/ поскольку сплав ЖС6У имеет повышенную концентрацию карби-
дов МеС, устойчивых до этих температур.
В гранулах фракции 200—315 мкм после термической обработки
при 1220 °C, 4 ч полностью устраняется химическая микронеоднород-
ность (см. рис. 32, а). Для сравнения укажем, что в отливках даже
небольших размеров (диаметр 14 мм) полного усреднения химичес-
кого состава при такой термической обработке не происходит
(см. рис. 32, б).
Полученные результаты достаточно удовлетворительно согласуются
с расчетной оценкой времени практически полного устранения внутри-
кристаллитной ликвации (тв) при гомогенизации в области высоких
температур, проведенной на основании работ [111, 116, 117]. Уменьше-
ние степени внутрикристаллитной ликвации характеризуется факто-
ром /, равным отношению начальной амплитуды концентраций и умень-
шенной за время гомогенизации тв:
/ = (*т + 1)(Л0 - 1)/(Лт - l)(fc0 + 1), (19)
где к0 = Стах / Cmin и кт = Стах / Cmin - химическая неоднородность
в литом состоянии перед отжигом и после отжига продолжительностью т .
По [114] /изменяется во время отжига по закону
llf= ехр(-я2 £>т / X2 ), (20)
где Хо — половина размера дендритной ячейки.
Из уравнения (20) получена формула для расчета времени практи-
чески полного устранения внутрикристаллитной ликвации (1// = 0,1):
7В = 0,66 X2 / я2 D. (21)
При размере дендритной ячейки 1—4 мкм, характерном для гранул,
для наиболее медленно диффундирующих элементов, какими в нике-
левых сплавах является ниобий и т.п. (D при 1100—1200 °C имеет по-
рядок 10~14 см2/с), тъ « 10 ч. При дендритной ячейке ~ 100 мкм (слит-
ки) тв оценивается десятками тысяч часов. Этот результат свидетельст-
вует об уменьшении времени полного устранения внутрикристаллитной
ликвации при гомогенизации по мере ускорения кристаллизации спла-
вов, т.е. сокращения длины диффузионного пути Хо.
Таким образом, можно сделать заключение, что в процессе техноло-
гических переделов и термической обработки изделий, полученных из
92
гранул, будет достигаться практически полное выравнивание внутри-
кристаллитной неоднородности.
Изменение зеренной структуры при нагреве изучали на гранулах спла-
ва ЭП741 различных фракций, полученных методом вращающегося элект-
рода. Размер дендритной ячейки в исходных гранулах намного меньше
зерна (см. рис. 29). При высокотемпературном нагреве дендриты разру-
шаются, и границы зарождающихся зерен часто охватывают распадаю-
щийся дендрит. Изменение среднего линейного размера зерен в зависи-
мости от диаметра гранул и условий термической обработки представ-
лены на рис. 29. При 1000 °C и выдержке менее 10 ч рекристаллизация
в сплаве еще не заметна. При температурах выше 1100 °C наблюдается
рост зерен. Скорость роста зерен не зависит от диаметра гранул, а опре-
деляется только температурой нагрева. Интенсивный рост зерен отме-
чается при температурах выше температуры полного растворения
у'-фазы. Если воспользоваться данными об изменении среднего разме-
ра зерна (X) с температурой и эмпирически полученным законом для
скорости роста зерен [118]:
хт - хо =
где Хт и Хо — конечный и начальный размер зерна; В — константа; q —
параметр (0,3 < q < 0,5), то можно определить энергию активации
рекристаллизации. Такая оценка для 1100—1200 °C дает 235—
264 кДж/моль. Эта величина близка к значению энергии активации объем-
ной самодиффузии в никеле [76, 77], т.е. рост зерен контролируется
объемной диффузией. Поэтому можно представить рекристаллизацию
недеформированных гранул как процесс, сводящийся к росту зерен по
механизму миграции границ.
Анализ изменений фазового состава и структуры гранул при нагре-
ве показал, что для обеспечения хорошего контакта между гранулами,
необходимого при консолидации, температура нагрева должна быть не
ниже 1200—1220 иС, так как при этих температурах в гранулах находит-
ся минимальное количество карбидной фазы и отсутствует интерметал-
лическая у'-фаза.
Изменение фазового состава и структуры
компактированного материала
Фазовый состав и содержание карбидов в сплаве ЖС6У приведены
в табл. 3. Присутствие в образцах сплава ЖС6У после компактирования
повышенного количества карбидов Ме6С объясняется неполным свя-
зыванием углерода в карбиды МеС при кристаллизации, т.е. наличием
в гранулах ’’свободного” (растворенного) углерода. Нагрев до 1200—
1250 °C и длительная выдержка при этих температурах способствова-
ли значительному уменьшению в сплаве массовой доли двойных карбидов.
При термической обработке сплава ЖС6У (отжиг, закалка) общее
количество упрочняющих фаз в нем увеличивалось до ~ 60 % против
42,9 % в исходном состоянии. Состав у'-фазы после различных режи-
мов термической обработки стабилен, хотя в процессе отжига при 1220 °C
она несколько обогащалась ниобием.
93
В сплаве ЭП741 после термической обработки общее количество уп-
рочняющих фаз по сравнению с исходным состоянием несколько уве-
личивалось, причем в основном за счет карбидной фазы (см. табл. 9).
Фазовый состав образцов, обработанных по разным режимам с разной
скоростью охлаждения с 1200 °C, очень близок.
В соответствии с изменением фазового состава при термической об-
работке изменяется зеренная структура сплавов. Обработка при 1220 °C
с выдержками 8—48 ч компактированных при 1200 °C заготовок спла-
ва ЖС6У с содержанием кислорода < 0,01 % приводит к прорастанию
зерна через границы исходных частиц. Для микроструктуры такого
материала характерно отсутствие отчетливых границ гранул, они выяв-
ляются лишь по распределению отдельных точечных карбидных вклю-
чений, имеющих дисперсный характер (рис. 58, г). При 1220 °C про-
текает рекристаллизация (табл. 12) с увеличением размеров зерен до
Рис. 58. Макроструктура диска (д), микроструктура гранул диаметром 315 мкм
(6), слитка диаметром 270 мм (в) и диска (г) сплава ЖС6У, полученных методом
металлургии гранул (а, б, г) и традиционным методом (в) :
а - X 1; б, в - X 800; г - X 1000
94
Таблица 12. Влияние температуры нагрева на структуру заготовок
из сплавов ЖС6У и ЭП741 (выдержка 4 ч)
г, °с d, мкм Данные рентгенострук- турного анализа t,°C d, мкм Данные рентгенострук- турного анализа
1200 30-40 ЖС6У Начало рекристалли- 1180 45-50 ЭП741 Первичная рекристал-
1220 30-40 зации Первичная рекристал- 1200 50 лизация Рекристаллизованная
1250 30-40 лизация Рекристаллизованная 1220 50-60 структура Начало собирательной
1270 50 структура То же 1250 60-70 рекристаллизации Собирательная рекрис-
1290 50 »> » t 1270 1290 80-90 80-90 тал лизация То же »> »
40 мкм. Но в целом сплав ЖС6У не склонен к росту зерна. Незначитель-
ное увеличение зерна до 50 мкм наблюдалось лишь л^и выдержке об-
разцов в подсолидусной области в интервале 1270—1290 °C.
Следует заметить, что в ряде случаев даже выдержка 48 ч при 1220 С
не гарантирует устранения первичных границ. Такая ситуация характер-
на для материала с повышенным содержанием газа (О2 > 0,01 %). В
этом случае интенсифицировать диффузионные процессы на границах
гранул можно высокотемпературной термической обработкой. Закалка
сплава ЖС6У при 1270 °C с выдержкой 4 ч обеспечивает образование
рекристаллизованной структуры с аннигиляцией исходных границ.
Поскольку данный процесс осуществляется в подсолидусной области,
длительное пребывание сплава при этих температурах (при колебаниях
химического состава сплава и температур в печи даже в допустимых пре-
делах) может сопровождаться появлением эвтектических выделений
избыточных фаз и пористости ~7—10 %. Однако увеличение времени вы-
держки при 1220 °C до 48 ч также обычно сопровождается развитием
пористости до 5—7 %. Пористость может быть ликвидирована последую-
щей термической обработкой в газостате.
Для сплава ЭП741 при О2 > 0,012 % также возникает необходимость
в термической обработке, включающей высокотемпературный нагрев
до температуры, несколько превышающей температуру солидуса (на
15—20 °C). В результате высокой диффузионной подвижности атомов
при этих температурах и некоторого оплавления границ частиц зерна
растут (см. табл. 12) и прорастают через исходные границы. При этом
в материале также увеличивается пористость до 6—8 %, При последующем
горячем уплотнении заготовки в изостатических условиях такая
пористость устраняется.
Сплав ЭП741 при О2 < 0,012 % уже в исходном состоянии имеет
незначительные выделения по границам гранул и характеризуется доста-
точно однородной структурой, сохраняющейся и после термической
обработки (рис. 59, в, д). В исходном состоянии отмечается структу-
95
I
Рис. 59. Макроструктура дисков (в, г), микроструктура гранул диаметром 315 мкм
(а), слитка диаметром 270 мм (б) и дисков (д, е) сплава ЭП741, полученных мето-
дом металлургии гранул (а, в, д) и традиционным методом (б, г, е) :
а, б - X 800; в, г - X 1; д, е - X 1000
96
pa с небольшой величиной зерна (^50 мкм). Первичная рекристалли-
зация в этом сплаве началась после нагрева до 1180 °C (см. табл. 12),
собирательная рекристаллизация — до 1220 °C и выше. Поэтому терми-
ческая обработка при температуре < 1200 °C не приводит к заметному
росту зерна. Была исследована возможность роста зерна в материале,
полученном прямым компактированием, путем длительных отжигов
(4, 8, 25, 50, 80 и 100 ч) при температуре > 1200 °C, т.е. на 30—50 °C
выше температуры растворения у'-фазы. При этом отмечалось повыше-
ние длительной прочности как в результате роста зерна, так и в связи
с возможностью перевода карбидов, оксидов и других стабильных фаз
с границ в объем зерна. Кривые зависимости величины зерна от продол-
жительности отжига приведены на рис. 60, а. Видно, что длительная вы-
держка при 1200 °C вызывает рост зерен. Но в некоторых заготовках
Рис. 60. Зависимость величины зерна (л) и пористости (6) в компактных заготов-
ках сплава ЭП741 от температуры и продолжительности отжига
0,001 0,01 0,02 0,05
Размер лор, мм2
наряду с ростом зерна появилась дористость (см. рис. 60, б). К росту
размера зерна приводит и повышение температуры отжига. Здесь также
отдельные заготовки обнаруживали пористость.
Характер изломов образцов сплава ЖС6У после термообработки ста-
новится вязким и транскристаллическим. При сохранении ’’межгрануль-
ного” характера разрушения излом становится матовым, с шерохова-
той поверхностью гранул, т.е. увеличивается сцепление между частица-
ми, что коррелирует с видом структуры: сетка пограничных выделений
после термической обработки становится прерывистой. Характер изло-
мов заготовок после высокотемпературной обработки более вязкий
по сравнению с другими видами обработки.
Фрактографический анализ сплава ЭП741 показывает хрупкий меж-
гранульный характер разрушения заготовок после компактирования
при < 1200 °C. После термической обработки, включающей отжиг, за-
калку и старение, излом становится более вязким, внутризеренным.
Излом имеет ячеистый вид, что свидетельствует об интенсивных диффу-
зионных процессах и упрочнении связей между частицами. В то же вре-
мя исследования показали, что нет достаточно однозначной связи между
режимами термической обработки и видами разрушения.
97
При помощи электронно-микроскопических исследований установ-
лено, что морфология 7 -фазы в сплаве ЖС6У практически не зависит
от рассмотренных режимов термической обработки. Закалка сплава
ЖС6У по режиму 1220 °C, 4 ч, воздух, приводит к выделению частиц
7-фазы кубической формы. Величина исходных гранул также не влияет
на р'азмер частиц основной упрочняющей фазы. Как в случае применения
гранул только крупной фракции (—315 + 200 мкм), так и при исполь-
зовании мелких гранул (—100 + 60 мкм), размер частиц 7'-фазы после
термической обработки составляет 0,15—0,2 мкм.
Сплав ЭП741 в компактированном и в термообработанном состоя-
ниях характеризуется большой плотностью выделений частиц основной
упрочняющей фазы разной степени дисперсности (см. рис. 43, б, в).
Наряду с частицами прямоугольной формы присутствуют выделения
с произвольными очертаниями. На границах зерен встречаются части-
цы 7'-фазы, разнообразные по форме и размерам.
Изучение структуры на репликах образцов сплава ЭП741 с количест-
венной оценкой изменения объемной доли и размеров выделений 7*-фа-
зы после различных видов термической обработки показало следую-
щее (табл. 13, рис. 43). У образцов, охлажденных из однофазной об-
ласти с печью после отжига (О), по границам зерен наблюдаются вы-
деления 7*-фазы. Средний размер пограничных выделений составляет
~ 1450 нм (длина) и 1000 ям (ширина). У образцов, охлажденных из
7-области на воздухе, средний размер пограничных выделений в 1,5—
2 раза меньше и составляет соответственно 840 и 540 нм. После охлаж-
дения с печью при отжиге в объеме зерен преобладают крупные выде-
ления т^фазы, средний размер которых 750 нм.
При нагреве в двухфазной области 7*-фаза растворяется, однако круп-
ные частицы на границах зерен сохраняются. Нагрев до однофазной об-
ласти после отжига приводит к полному растворению всех крупных
выделений 7/-фазы как внутри зерен, так и по границам. При охлаж-
дении с температур неполной закалки (НЗ) выделяются средние части-
цы у -фазы размером от 94 до 155 нм.
Изменение температуры высокотемпературного старения (ВС) влияет
главным образом на размер средних выделений у -фазы, который уве-
личивается от 87 до 156 нм при повышении температуры старения.
Таблица 13. Параметры у’-фазы в сплаве ЭП741 после различных режимов
термической обработки
Режим термической обработки у'-фаза + + карбиды, % (по массе) Размер частиц, нм Объемная - доля круп- ной у'-фазы, %
крупная средняя мелкая*
О + НЗ + ВС 55-56 900-1270 180-190 — 25-30
О + НЗ + ВС + НС 59-61 650-1430 110-170 60 24-35
О + НЗ + ВС + НС + ВС 56-58 940-1270 190-200 90-120 25-37
* у’-фаза, образовавшаяся во время старения при 750 °C.
98
Объемная доля и средний размер крупных частиц У-фазы сохраняются
примерно на одном уровне (~22 + 27 % и 750-850 нЛ соответственно).
Увеличение времени ВС также влияет только на изменение размера сред-
них частиц У-фазы. В этом случае основной прирост происходит за пер-
вые 8 ч (от 70 до 129 нм); дальнейшее увеличение времени старения
до 50 ч не влияет на размер выделений.
Проведение второй ступени старения при низкой температуре (ПС)
в течение 16 ч после термической обработки по режиму О + НЗ + ВС
приводит к дополнительному выделению мелких частиц у -фазы, раз-
мер которых не превосходит 70 нм. Введение третьей ступени ВС при-
водит к сильному укрупнению"мелких частиц (до 90—120 нм). Тройное
старение также способствует укрупнению размеров средних частиц
примерно от 150 до 200 нм.
Изменение фазового состава и структуры
деформированного материала [ 24]
При оптимальных температурно-скоростных условиях деформации
сплав ЖС6У имеет мелкозернистую гетерогенную (с объемным соот-
ношением у- и у -фаз, близким 1:1) структуру, стабилизированную
дисперсными частицами карбидных фаз.
Фазовый состав прутков, закаленных на воздухе с 1220 °C при вы-
держках 8 и 48 ч, представлен карбидными фазами типа МевС и
7!/eC[(Ti, Nb)C], 7-твердым раствором и 7'-упрочняющей фазой на ос-
нове Ni3(Ti, М) (см. табл. 3). В результате увеличения продолжитель-
ности нагрева создаются условия для изменения количества и соста-
ва карбидных фаз: растворяются карбиды типа Л7е6С и увеличивается
доля карбидов типа AfeC[(Ti, Nb) (С, N)]. Количество карбидов умень-
шается с 6,8 % в исходном состоянии до 3,7 и 3,2 % после 8 и 48 ч вы-
держки соответственно. По мере растворения карбидной фазы с увели-
чением выдержки в сплаве растет доля у -фазы: с 58 % (1220 °C, 4 ч)
до 61 % (1220 °C, 48 ч). Одновременно существует тенденция к обога-
щению 7 -фазы вольфрамом. Термическая обработка при 1220 Ру при-
водит к равномерному выделению основной упрочняющей фазы в ку-
бической форме.
Отметим, что начало рекристаллизации деформированного сплава
ЖС6У наблюдается уже при 1085 °C. Однако процесс рекристаллиза-
ции контролируется присутствующими в сплаве в большом количестве
карбидными фазами. При нагреве в интервале 1100—1190 °C происходит
лишь частичная рекристаллизация, и образцы характеризуются остатка-
ми субзеренной структуры. Размер рекристаллизованных зерен увели-
чивается с 1,3 мкм при 1170 °C до 1,7 мкм при 1190 °C. Для перекристал-
лизованных участков характерна повышенная плотность частиц карби-
да Ме6С размером 0,3—1 мкм, которые являются важным фактором
стабилизации структуры.
При нагреве сплава ЖС6У на 1220 °C происходит быстрый рост зерен
до размера ~ 20 мкм, связанный с собирательной рекристаллизацией.
Так, после нагрева образца до 1220 °C (за 6 мин) травлением выявляет-
99
ся зеренная структура, а рентгенограмма свидетельствует о частичной
рекристаллизации. При изотермической выдержке рекристаллизация
заканчивается через 15 мин. Затем зерна растут за счет собирательной
рекристаллизации. Выдержка при 1220 °C в течение 1 ч приводит к пол-
ной рекристаллизации сплава (см. рис. 19, в). По данным высокотем-
пературной рентгенографии, температура полного растворения ?г-фазы
в прутке сплава ЖС6У, полученного из гранул, составляет 1180—1200 °C.
Следовательно, рекристаллизация проходит при значительно более вы-
сокой температуре, чем растворение У-фазы. Электронно-микроскопи-
ческие исследования показывают, что стабилизирующим фактором, за-
держивающим рекристаллизацию после' растворения ?'-фазы, являются
дисперсные выделения карбидов Ме6С, эффективное растворение кото-
рых начинается только при 1200 °C (см. табл. 3).
На рис, 61 показана зависимость размера зерна в сплаве ЖС6У от
режима термообработки. Видно, что нагрев под закалку (1220 °C, 4 ч)
приводит к дальнейшему росту зерна сплава ЖС6У. Выдержка при
Рис. 61. Зависимость размера зерна в
прутках сплава ЖС6У, полученных из
гранул, от времени выдержки при
1220 °C
1220 ± 10°С в течение 4—48 ч приводит к значительному (до 60—65 мкм)
росту зерна по сравнению с исходным состоянием. Интенсивный рост
зерна начинается после того, как определенная часть карбидов растворяет-
ся и переходит в твердый раствор. Тенденция к уменьшению скорости
роста наблюдается уже после выдержки в течение 8 ч, что связано, по-
видимому, с приостановлением растворения карбидов Ме6С и соответ-
ствующим замедлением диффузионных процессов.
2. СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ИЗДЕЛИЙ
Проведенные при разработке технологии и освоении производства
изделий методом металлургии гранул исследования позволили выявить
основные структурные характеристики материала, ответственные за
обеспечение высокого уровня физико-механических свойств изделий.
Оптимальные эксплуатационные свойства отмечаются в изделиях, где не
проявляется наследственное влияние карбидных и оксидных фаз на гра-
ницы исходных гранул, получены определенные размер зерна и морфо-
логия распределения упрочняющей 7'-фазы. Поэтому основные усилия
при разработке технологии получения изделий были сосредоточены на
следующих вопросах:
выбор состава сплавов применительно к условиям металлургии
гранул;
повышение чистоты материала изделий по газовым примесям;
100
разработка оптимальных режимов компактирования и термической
обработки.
Был осуществлен комплекс мероприятий при получении и дегаза-
ции гранул (глубокая очистка инертного газа в камере распыления и др.),
позволивший существенно уменьшить содержание газов в материале
гранул и компактных заготовок. Содержание кислорода в гранулах
было ограничено 0,007 % (в среднем оно равняется 0,005 %), а в дисках,
как правило, не выше 0,01 %. Содержание азота измеряется тысячными
долями процента (0,005—0,01 %). z
Установлены оптимальные режимы ГИП при получении компактных
заготовок и изделий методом прямого компактирования, обеспечиваю-
щие получение материала с близкой к 100 % плотностью и достаточно
полное протекание рекристаллизации с прорастанием зерен через грани-
цы исходных гранул.
Заготовки получали методом прямого изостатического прессования
гранул из стандартных сплавов ЖС6У и ЭП741, а методом прессования
компактных заготовок — прутки из сплава ЖС6У.
Компактные заготовки из сплавов ЖС6У и ЭП741
Исследована структура и механические свойства заготовок из спла-
вов ЖС6У и ЭП741 в зависимости от их термической обработки.
Сплав ЖС6У. После компактирования заготовки из сплава ЖС6У,
полученные из гранул, имели 100 %-ную плотность, мелкозернистую
макроструктуру (см. рис. 58), отличались большой однородностью струк-
туры и свойств по сечению. Микроструктура была характерной для отож-
женного состояния с остатками дендритной структуры в отдельных
гранулах. В заготовках после компактирования границы гранул зафик-
сированы тонкими прерывистыми карбидными включениями. Характер
излома образцов смешанный, с наличием участков межгранульного и
вязкого транскристаллического разрушения.
В зависимости от режимов термической обработки уровень механи-
ческих свойств сплава ЖС6У существенно различается. Если в исход-
ном состоянии сплав имеет низкие механические свойства при 20 °C
(ав 1250 МПа, о 2 — 800 МПа, 6 и i//^7 %, ая = 20 Дж/см2), то пос-
ле закалки при 1220—1250 °C уровень свойств повышается. С увеличе-
нием температуры и времени выдержки при нагреве под закалку пока-
затели прочности и особенно пластичности и ударной вязкости возрас-
тают (ов — до 1380 МПа, о0 2 — до 1000 МПа, 6 и ф — до 10—15 %, ан —
до 40—50 Дж/см2). Отмечается также существенный рост длительной
прочности при 750 °C и напряжении (637,6 МПа) тГ с 40 до 400 ч. Такое
поведение материала справедливо связать с уменьшением количества
карбидов Ме6С на границах зерен и гранул, развитием рекристаллиза-
ции с устранением границ исходных гранул и, как следствие, улучше-
нием пластичности при кратковременных и длительных испытаниях.
Однако непосредственно после закалки сплав имеет низкие показатели
времени до разрушения при испытании образцов с надрезом при 750 °C
и 650 МПа ^5—10 ч.
101
Старение заготовок из сплава ЖС6У i гпечивает незначительное
увеличение прочностных показателей при 20 °C (предела текучести)
и благоприятно сказывается на увеличении времени до разрушения об-
разцов с надрезом: тн « 80 100 ч. Оптимальным температурным ин-
тервалом старения следует считать 850—900 °C. Более низкие темпера-
туры не обеспечивают необходимого распада твердого раствора и, сле-
довательно, количества упрочняющей у'-фазы. Температуры выше
900 сС неизбежно приводят к выделению дополнительного количест-
ва двойных карбидов Ме6С, что, по-видимому, обусловливает сниже-
ние пластичности и стойкости образцов с надрезом (5 и i// до 7 % и
тн до 30 ч).
Излом образцов после термической обработки становится в основ-
ном транскристаллическим в отличие от смешанного в исходном сос-
тоянии. Размер зерна равен 45—50 мкм. Присутствуют отдельные вклю-
чения интерметаллидной у'-фазы и карбидных фаз размером до 10 мкм,
располагающихся в виде прерывистой сетки по границам зерен.
Для заготовок из сплава ЖС6У термообработкой, обеспечивающей
оптимальную структуру и комплекс механических свойств, следует
считать закалку с 1220 °C, 16—24 ч, с охлаждением на воздухе и старе-
ние при 850—900 °C также с охлаждением на воздухе.
Но заготовки из сплава ЖС6У, полученные методом прямого ком-
пактирования гранул, проявляют чувствительность к концентраторам
напряжений: время до разрушения образцов с надрезом существенно
ниже, чем время до разрушения гладких образцов. Поэтому нельзя ре-
комендовать сплав ЖС6У для широкого использования.
Сплав ЭП741. Влияние термической обработки на
структуру и механические свойства. Макро- и микро-
структура заготовок из сплава ЭП741 характеризуется теми же особен-
ностями, что и у сплава ЖС6У (см. рис. 59). Отчетливо видно преиму-
щество полученного из гранул материала по дисперсности всех струк-
турных составляющих и однородности структуры по сравнению с ма-
териалом, изготовленным по традиционной технологии.
В исходном состоянии без термической обработки компактные за-
готовки из сплава ЭП741 имели стабильные и достаточно высокие меха-
нические свойства при комнатной температуре, но нестабильную дли-
тельную прочность. Термическая обработка, включающая неполную
закалку НЗ с различных температур, а также двойную обработку: пол-
ную закалку ПЗ + НЗ (стандартный режим) с последующими разными
вариантами старения: ВС и ВС + НС обеспечивает закономерное изме-
нение свойств при комнатной температуре и жаропрочности при испы-
таниях на гладких образцах по режиму: 750 °C и 588,6 МПа*.
Практически при всех рассмотренных вариантах термообработки
материал дисков из сплава ЭП741 обнаруживал чувствительность к над-
резу (при г =0,15 мм), а характер разрушения во всех случаях оста-
* Длительная прочность при испытании гладких образцов во всех случаях соот-
ветствовала уровню tIqq > 100 ч.
102
в алея частично межгранульным. Поэтому для создания условий роста
зерен и более глубокого диффузионного взаимодействия между гра-
нулами, т.е. получения на заготовках из гранул оптимальной структу-
ры и механических свойств были исследованы режимы термической
обработки, включающие отжиг при температурах, .превышающих тем-
пературы закалки. Отжиг позволил одновременно увеличить характе-
ристики пластичности и длительной прочности на гладких и надрезан-
ных образцах (рис. 62).
Исследование различных режимов закалки после отжига приводит
к следующему заключению. НЗ, несомненно, имеет преимущества как
в отношении кратковременных свойств при 20 °C, так и по жаропроч-
ности гладких и надрезанных образцов при 750 °C. Стандартный для
г=0,15мм
г- 0,5нм
6
1007.
г =0,5 мм
100
г = 0,15мм
98
<1010-100>100 <1010-100 >100 Т, О
г
Рис. 62. Влияние режимов термической обработки на чувствительность к надрезу
(г = 0,15 и 0,5 мм) сплава ЭП741, полученного из гранул:
а - исходное состояние или ПЗ + НЗ + ВС; б - О + НЗ + ВС + НС; в - О ♦ НЗ + ВС;
г - О + НЗ + ВС + НС + ВС
рассматриваемого сплава режим обработки (ПЗ + 113 + ВС) дает вы-
сокие значения механических свойств при 20 °C, но пониженные зна-
чения длительной прочности на образцах с надрезом как без отжига,
так и с отжигом (см. рис. 62, а).
Изучалось влияние различных режимов одинарного, двойного и
тройного старения. Применение сложного старения ПС + ВС нс улучшает
механических свойств при 20 °C по сравнению с ВС. Из сложных режи-
мов представляет интерес старение по схеме ВС + НС (рис. 62, б), ко-
103
торое несколько повышает уровень кратковременных механических
свойств. Отмеченная закономерность имеет место при разных режимах
закалки как в случае применения отжига, так и в его отсутствие. Однако
при этом режиме старения сплав обладает чувствительностью к надрезу.
Сплав становится практически нечувствительным к концентраторам
напряжений при ВС (рис. 62, в), особенно при тройном старении
ВС + НС + ВС (рис. 62, г). При этом уровень прочностных свойств спла-
ва при 20 °C, хотя и снижался (более существенно при тройном старе-
нии) , но оставался достаточно высоким.
Сплав после компактирования имеет частично рекристаллизованную
структуру со следами наклепа. Отжиг создает полностью рекристал-
лизованную структуру с размером зерен 50—80 мкм (см. табл. 12).
В результате отжига исчезают остатки литой структуры, имевшиеся в
металле после компактирования.
Применение отжига приводит к перераспределению пограничных кар-
бидных выделений, способствует консолидации гранул и, таким обра-
зом, изменяет характер разрушения образцов: излом из межгрануль-
ного или смешанного, каким он был при обработке без отжига, стано-
вится в большей степени внутрйгранульным. При этом отмечается также
снижение чувствительности материала из гранул к концентраторам
напряжения.
Закалка существенно изменяет морфологию упрочняющей 7'-фазы.
В результате закалки 7'-фаза по сравнению с исходным или отожжен-
ным состоянием приобретает более регулярный характер (см. рис. 43).
С повышением температуры закалки в области двухфазного состояния
увеличивается количество дисперсной у -фазы в сплаве за счет более
полного растворения фазы, выделившейся после отжига. С этим и свя-
зано улучшение свойств сплава. Однако значительное повышение тем-
пературы закалки, по-видимому, нецелесообразно, так как может изме-
нить оптимальное соотношение дисперсности 7'-фазы в сторону чрезмер-
ного увеличения количества мелких частиц.
Положительное влияние тройного старения связано с достаточно пол-
ным выделением и коагуляцией у -фазы, т.е. отсутствием высокодис-
персных частиц, способных охрупчивать сплав (см. табл. 13, рис. 43,б, в).
В свете существующих представлений о чувствительности сплавов к
концентраторам напряжений в условиях длительного статического наг-
ружения при повышенных температурах такой вывод представляется
правомерным. Чувствительность к надрезу зависит от пластичности ма-
териала или его способности к релаксации напряжений в основании над-
реза за счет деформации ползучести. Разрушение жаропрочных сплавов
при высокотемпературных длительных испытаниях носит межзеренный
характер, поэтому чувствительность к надрезу так же, как и длитель-
ная пластичность, связана с межзеренной прочностью [119]. Интенсив-
ность межзеренного разрушения определяется соотношением прочнос-
ти зерен и их границ [120]. При размерах частиц меньше некоторого кри-
тического значения материал чувствителен к концентратору напряжений.
Зависимость чувствительности к надрезу от размеров частиц обуслов-
104
лена разным характером взаимодействия дислокации с частицами раз-
ного размера в процессе ползучести: дислокации перерезают частицы
размером менее критического и огибают частицы, размер которых пре-
вышает критический. В первом случае деформация внутри зерен имеет
неоднородный локальный характер, во втором — более однородный.
Критический размер 7г-фазы зависит от степени легированности спла-
ва. Применение многоступенчатой термообработки с высокотемпера-
турным старением, при которой размер частиц 7'-фазы превышает кри-
тический (по-видимому, около 60—70 нм для ЭП741), повышает дли-
тельную пластичность и увеличивает время до разрушения жаропроч-
ных сплавов. Это объясняется благоприятным соотношением деформа-
ции самого зерна и его границ в процессе ползучести в сплаве после не-
которого перестаривания.
Таким образом, по комплексу механических свойств при комнатной
и повышенных температурах, в том числе нечувствительности к концент-
раторам напряжений, лучшей следует признать термообработку, вклю-
чающую проведение высокотемпературного отжига, закалку из двух-
фазной области и однократное ВС или тройное старение ВС + НС + ВС.
Выбор режима старения обусловливается требованиями к уровню ме-
ханических свойств при 20 °C и жаропрочности.
Влияние содержания углерода на структуру и
механические свойства. Для обеспечения надежной работы
материала в условиях действия высоких температур и напряжений и от-
сутствия чувствительности к концентраторам напряжений необходимо,
чтобы материал обладал достаточным запасом пластичности перед раз-
рушением. Причины понижений в ряде случаев длительной пластичнос-
ти компактированного из гранул материала следует искать в особен-
ностях строения границ гранул и зерен и, в частности, в присутствии хруп-
ких частиц — карбидов, оксидов, интерметаллидов [121 ].
Проведенные работы показали недостаточную эффективность исполь-
зования сплавов с высоким содержанием углерода (типа ЖС6К) при
получении изделий методом прямого компактирования. Более успеш-
ным явилось применение сплава ЭП741, имеющего пониженную кон-
центрацию углерода. Однако, учитывая важную роль углерода как леги-
рующего компонента и раскислителя, необходимо уточнить содержа-
ние углерода в сплаве.
Таблица 14. Показатели длительной прочности заготовок
из сплава ЭП741 при 750 °C (термообработка: О + НЗ + ВС)
С, % (по массе) а, МПа Гладкие образцы Образцы с - надрезом т, ч
т,ч 6, % Ф, %
0,010 588,6 110-370 0,3-3,6 0-4,3 101-435
0,020 588,6 292-359 1,2-5,8 2,0-7,0 180-351
0,024 588,6 132-179 2,5-3,6 2,8-5,0 230-314
0,035 588,6 172-347 4,2-4,6 12,2-13,3 241-405
0,050 637,6 100-295 8,3-8,6 10,6-11,0 336-530
105
На серии плавок сплава ЭП741 было изучено влияние содержания уг-
лерода на структуру и механические свойства заготовок (табл. 14).
Механические свойства заготовок из сплава ЭП741 с различным содер-
жанием углерода при 20 °C приведены ниже (в числителе — после обра-
ботки по режиму О + НЗ + ВС + НС, в знаменателе — после О + НЗ +
+ ВС + НС + ВС):
С, % (по массе) 0,020 о„ , МПа Jt> 1324,3 1320,4 °0,2 ’ МПа 848,5 831,8 6,% 22,4 21,2 22,4 20,5 дн, Дж/см 64,7 60,8
0,024 1380,3 902,5 18,6 19,8 64,7
1363,6 865,2 20,0 21,0 70,6
1315,5 868,2 20,6 21,5 76,5
0,035 . — 1
1295,9 810,3 20,6 21,4 74,5
1369,5 877,0 20,0 18,8 75,5
0,050 . — .
1306,7 853,5 20,2 18,8 73,6
Увеличение содержания углерода от 0,010 до 0,050 % практичес-
ки не влияло на свойства при комнатной температуре. При содержа-
нии углерода выше 0,02 % отмечается повышение жаропрочности на
образцах с надрезом. Значения времени до разрушения образцов с над-
резом коррелируют с изменением структуры по мере увеличения
содержания углерода (рис. 63). При содержании углерода в преде-
лах паспорта на сплав ЭП741 (< 0,02 %) отмечается преимуществен-
ное расположение карбидов по границам зерен (гранул) в виде дис-
персных частиц, причем внутри зерен при металлографических иссле-
дованиях (увеличение 2000) карбидные выделения не обнаруживают-
ся. При содержании углерода 0,03—0,05 % на границах зерен и гранул,
Рис. 63. Распределение карбидов в сплаве ЭП741 после компактирования и термо-
обработки (О + НЗ + ВС) :
а - 0,02 % С; б - 0,05 % С. X 800
106
а также внутри зерен выделяются дискретные частицы карбидов ти-
па МеС размером менее 1 мкм.
Анализ влияния содержания углерода
при одинаковом режиме термической
существенно растет при увеличении
ЭП741 (см. табл. 14).
Исследование химического состава
на приборе ’’Камебакс” показывает,
на длительную пластичность
обработки показывает, что она
содержания углерода в сплаве
наследственных границ гранул
что при содержании углерода
0,05 % в сплаве ЭП741 на границах гранул отсутствуют частицы ок-
сидов, тогда как при содержании углерода ~ 0,01—0,02 % на наслед-
ственных границах гранул обнаружены оксиды.
Используя методы обработки экспериментальных данных на ЭВМ
’’Мир” [122], определена связь между содержанием углерода и кис-
лорода по результатам химического и нейтронно-активационного
анализов. Уравнение регрессии, выражающее зависимость содержа-
ния кислорода от углерода, имеет вид: [О] = 0,019 - 0,36 [С] +
+ 2,48 [С2]. При этом коэффициент корреляции г = —0,385, a tr =
=, 2,92 > tQ 05 = 2,01, где tr и 05 - критерии Стьюдента: рас-
четный и при уровне значимости 5 %.
Полученные результаты свидетельствуют о значимой корреляции
между содержанием кислорода и углерода, что, вероятно, связано
с раскисляющим действием углерода в вакууме.
При содержании углерода < 0,02 % сплав имеет повышенные кон-
центрации кислорода, который, локализуясь в виде оксидов по гра-
ницам гранул, отрицательно влияет на длительную пластичность. Поэто-
му целесообразно ограничить нижний предел содержания углерода
в сплаве ЭП741 0,02 %.
Проведенные исследования не дают основания для корректировки
верхнего предела содержаний углерода (0,06 %), предусмотренно-
го паспортом на сплав.
При содержании углерода в указанных пределах сплав ЭП741 имеет
высокие показатели длительной пластичности и не чувствителен к
надрезу даже при высоких значениях пределов прочности и текучести.
Сравнительное исследование заготовок, полу-
ченных из гранул и из слитка. Изучали различные меха-
нические свойства гранулируемого сплава ЭП741, необходимые для
обеспечения работоспособности этого материала, по сравнению со спла-
вом ЭП741, полученным по традиционной технологии. Материалом для
исследования служили заготовки, изготовленные по двум технологи-
ческим схемам:
деформация литой заготовки (заготовка № 1);
горячее изостатическое прессование гранул (заготовка № 2).
Горячее изостатическое прессование заготовки № 2 осуществлялось
по варианту I. Заготовку № 1 изготавливали из слитка, полученного
методом вакуумной дуговой плавки, который был подвергнут де-
формации.
107
Термическая обработка деформированной заготовки проводилась
по режиму, рекомендованному для такого материала: ПЗ + НЗ + ВС,
а заготовки, полученной из гранул по разработанному режиму: О + НЗ +
+ ВС. Применение для обоих видов заготовок единого режима терми-
ческой обработки не дает положительных результатов. Термообработ-
ка компактированных дисков по режиму, рекомендованному для де-
формированного сплава, приводит к уменьшению среднего размера
частиц у'-фазы до 1340 нм и к резкому падению жаропрочных свойств:
тг = 50 -г 70 ч и тн = 30 + 90 мин при 750 °C и о = 637,6 МПа. Такое
поведение материала, полученного из гранул и термообработанного по
стандартному режиму, можно связать с повышенной прочностью зерен
(высокодисперсная у'-фаза) по сравнению с прочностью границ, кото-
рые в мелкозернистом гранулируемом материале имеют низкую удель-
ную концентрацию поверхностно-активных добавок, а также в ряде
случаев следы оксидов и других неметаллических включений на гра-
ницах гранул. Термообработка деформированных дисков по оптималь-
ному для компактированного состояния режиму обусловливает чрез-
мерный рост зерна (до 300 мкм), наличие цепочек карбидных выде-
лений по границам зерен и увеличение размера частиц у'-фазы (объем
частиц у'-фазы, нерастворившейся при нагреве до температур НЗ, раз-
мером ~ 52000 нм составляет 37,8 %). Такая структура, по-видимому,
является неблагоприятной для деформированного состояния. В этом
случае отмечается снижение предела прочности и предела текучести на
40—60 МПа и резкое падение жаропрочности: тг = 46 -г 100 ч и тн =
= 40 -Н 20 мин при 750 °C и а == 637,5 МПа.
Исследование механических свойств при 20 °C проводилось на об-
разцах, вырезанных из заготовок в радиальном, хордовом и высотном
направлениях. Как следует из результатов испытаний (табл. 15), в
деформированном сплаве отмечаются более низкие значения предела
прочности и особенно пластичности и ударной вязкости. Для заготовки
№ 2, полученной из гранул, характерна также большая равномерность
механических свойств независимо от направления вырезки образцов,
Таблица 15. Механические свойства заготовок из сплава ЭП741
Направление вырезки образцов °в> МПа а0,2> МПа 6, % Ф, % Дж/см Размер зерна, мм
Заготовка № 1
Радиальное . 1277,3 917,2 18,0 21,5 64,7 200
Хордовое . 1256,6 914,3 19,2 19,2 75,5 200
Высотное . 1173,3 935,8 11,8 12,6 43,2 200
Заготовка № 2
Радиальное . 1289,0 797,5 26,4 24,9 115,7> 90
Хордовое . 1303,7 826,9 27,0 23,3 89,3 90
Высотное . 1281,2 792,6 27,6 25,7 116,7 90
108
но она имеет более низкую величину предела текучести (в связи с
менее дисперсным состоянием у'-фазы).
Характер изменения кратковременной прочности и пластичности
исследованных заготовок при повышении температуры аналогичен
(рис. 64, а)..Следует отметить более высокий уровень пластических
Рис. 64. Механические свойства заго-
товок из сплава ЭП741, полученных
из гранул (------) и по традицион-
ной технологии (----------) :
а — зависимость ов и 6 от температу-
ры; б — длительная прочность (1 —
гладкие образцы; 2 — образцы с над-
резом, г = 0,15 мм); в — малоцик-
ловая усталость
характеристик во всем исследованном температурном интервале для
компактированного материала.
Результаты испытаний жаропрочных свойств приводятся в виде гра-
фиков зависимости времени до разрушения от напряжения при 650 и
750 °C (см. рис. 64, б). При 650 °C оба состояния нечувствительны к
концентраторам напряжений. Для деформированного материала отме-
чается значительный разброс результатов испытаний. При 750 °C разброс
значений времени до разрушения для обоих состояний увеличился.
Предел сточасовой длительной прочности при 750 °C для компакти-
рованного материала составляет 667,08 МПа, для деформированного
637,6 МПа. Сопоставление этих результатов с характеристиками дли-
тельной прочности серийных сплавов ЭИ698 и ЭП742 (табл. 16) пока-
зывает, что рассматриваемый сплав имеет преимущества.
На основании результатов испытаний на ползучесть можно принять
предел ползучести для компактированных и деформированных заго-
товок а^50 = 500 МПа. Для компактированного состояния при 800 °C
109
Таблица 16. Гарантированные механические свойства заготовок
из жаропрочных никелевых сплавов, полученных по различной технологии
Сплав МПа ^0 2’ % У4 % 1>к/см а550 0 0» МПа а*50 0 0» МПа а750 и100» МПа
МЙа Д
ЭИ437Б 804,4 Открытая плавка 588,6 10 13 24,5 294,3
(ХН77ТЮ) ЭИ437БУ 981 Вакуумная плавка 667,1 13 16 29,4 784,8 588,6 313,9
(ХН77ТЮР) ЭИ698 1128,1 706,3 14 16 29,4 981 725,9 412,0
ЭП742 1177,2 735,7 14 14 29,4 794,6 510,1
ЭП741 1226,2 Металлургия гранул 748,8 13 15 49,0 1128,1 882- 588,6-
Типа ЭП741 1275,3 882,9 13 15 39,2 1226,2 931,9 981- 637,6 667,1-
ЖС6УП 1373,4 981 10 12 29,4 1226,2 1030 1059,5 686,7 735,7-
784,8
(по данным ВИАМ) <^°2°100 = 343,3 МПа. Сопоставление пределов
ползучести сплава ЭП741 с серийным сплавом ЭП742 (aQ5 *2°1Oo =
= 392,4 МПа и °^°2° 100 ~ 274,7 МПа) позволяет говорить о значитель-
ном преимуществе сплава ЭП741.
Результаты испытаний на малоцикловую усталость образцов с над-
резом (г = 0,15 мм) при 650 и 750 °C представлены на рис. 66, в. Видно,
что в области малых чисел циклов при 650 °C разрушающие номиналь-
ные напряжения образцов компактированного и деформированного
материала достаточно близки, а при 750 °C для компактированного
материала они выше (по числу циклов в 2—3 раза).
По данным ВИАМ, заготовки из сплава ЭП741, полученные из гра-
нул, имеют высокую усталостную прочность при 650 и 750 °C. При 750 °C
на базе N— 2 * 107 о_ = 313,9* -г 402,2** МПа, на базе N= 108 о_ х =
= 294,3* -е- 362,9** МПа.
Проверка материала дисков, изготовленных из гранул, на термичес-
кую стабильность (при 750 °C в течение 100 ч) показала, что заметно-
го охрупчивания материала не происходит (табл. 17).
Отмечается увеличение ав в среднем с 1290,0 до 1330,2 МПа, oQ 2 с
838,7 до 890,7 МПа и уменьшение 6 с 24,3 до 22,1 %, i//c 24,8 до 21’6 %,
аИ с 84,3 до 69,6 Дж/см2. При этом отсутствуют выпады по стойкости
образцов с надрезом при 750 °C, т.е. металл оставался нечувствитель-
ным к концентраторам напряжений.
Проведенные исследования показали, что заготовки из сплава ЭП741,
полученные методом металлургии гранул, по комплексу механических
* Минимальные значения. ** Средние значения.
ПО
Таблица 1 7. Механические свойства дисков из сплава ЭП741,
изготовленных из гранул, после различных режимов термической обработки
Режим термической обработки ав* МПа а0,2’ МПа 6, % % дн’ Дж/см
1 1300,8 848,5 22,6 23,8 80,4
2 1362,6 899,5 23,6 22,6 69,4
1 1325,3 863,3 26,6 26,7 89,3
2 1343,9 875,1 22,8 21,6 71,6
1 1271,4 836,8 23,8 23,6 85,3
2 1245,8 865,2 17,6 18,0 —
1 1263,5 806,4 24,2 25,3 89,3
2 1326,3 891,7 22,4 21,4 —
Примечание. Термическая обработка 1: О + НЗ + ВС. Термическая обработ-
ка 2: то же + 750 °C, 100 ч, воздух. Для всех режимов г J * > 150 ч.
свойств не уступают заготовкам, полученным традиционным методом,
а по ряду показателей (пластичности в широком диапазоне температур,
сопротивлению малоцикловой усталости и др.), а также по равномер-
ности механических свойств превосходят их.
Прутки из сплава ЖС6У
На рис. 65 приведены свойства при 20 °C и жаропрочность термо-
обработанных по различным режимам прутков из сплава ЖС6У с содер-
жанием кислорода < 0,01 % (старение по режиму: 900 °C, 2 ч, воздух).
Увеличение времени выдержки от 4 до 24 ч при 1220 °C обеспечивает
рост пределов прочности и текучести прутков при 20 °C (см. рис. 65, а).
Характер изменения пластических свойств и ударной вязкости анало-
гичен (см. рис. 65, б). Но увеличение времени выдержки до 48 ч при
1220 °C несколько снижало прочность и пластичность, по-видимому,
за счет образования пористости (до 3—5 %). Повышение температуры
закалки до 1260 °C незначительно повышало пределы прочности и те-
кучести, а также относительное удлинение, поперечное сужение и удар-
ную вязкость при 20 °C.
12365 б
Рис. 65. Механические свойства при 20 °C [а, б) и жаропрочность (в) прутков из
сплава ЖС6У в зависимости от времени выдержки при закалке на воздухе с
1220 °C, ч:
1 -4; 2 - 8; 3 - 16; 4-24; 5 -48;’б- 1260 °C, 4 ч+ 1220 °C, 24 ч
111
Время до разрушения образцов при 750 °C и напряжении 700 МПа
непрерывно возрастало с увеличением выдержки при 1220 °C до 48 ч
и повышении температуры .закалки до 1260 °C (см. рис. 65, в). Слож-
ный режим, включающий высокотемпературную закалку при 1260 °C,
4 ч, закалку при 1220 °C с выдержкой в течение 24 ч, обеспечивает наибо-
лее высокую жаропрочность (г= 180 ч и т® = 180 ч против
т^оо = 30-г50 ч для литого сплава).
Из приведенных данных видно, что сплав ЖС6У, полученный из гра-
нул, по. длительной прочности в области умеренных температур имеет
существенные преимущества по сравнению с другими сплавами, полу-
ченными по традиционной технологии (литье + деформация). Харак-
тер изменения кратковременной прочности исследуемых прутков в
интервале 600—1100 °C аналогичен изменению свойств литого и дефор-
мированного сплава типа ЖС6К (рис. 66). Повышенные прочностные свой-
Рис. 66. Механические свойства прутков сплава ЖС6У, изготовленных из гранул
(-------------------------) и литого сплава ЖС6У (----)
112
ства сплава типа ЖС6К (на 30—40 % превышающие свойства литого и дефор-
мированного материала при 900—1000 °C) позволяют применять мате-
риал в изделиях, работающих при высоких температурах и испытываю-
щих большие кратковременные нагрузки.
На основании проведенных работ разработаны режимы и создана
технология термической обработки прессованных прутков диаметром
20—50 мм из сплава ЖС6У, обладающих сверхпластичностью в исход-
ном состоянии и повышенными механическими свойствами после термо-
обработки.
3. НОВЫЕ ГРАНУЛИРУЕМЫЕ СПЛАВЫ
Установленные особенности структуры и фазового состава гранули-
рованного материала предполагают дифференцированный подход к вы-
бору сплавов при изготовлении изделий из гранул по различным вариан-
там. Литейные жаропрочные сплавы, предназначенные для изготовление
лопаток, более жаропрочны, чем деформируемые дисковые, однако
при получении из гранул они недостаточно стабильны в области 1100 —
1150 °C. Поэтому для получения изделий методом прямого изостати-
ческого прессования целесообразно использовать сплавы, в которых
даже при высоких скоростях кристаллизации образуются стабильные
карбиды МеС и которые не обладают повышенной склонностью к вы-
делению вторичных карбидов по границам гранул и зерен. Сплав ЭП741
является более удачной по сравнению со сплавом ЖС6У композицией
с точки зрения сбалансированного соотношения углерода и карбидо-
образующих элементов. Пониженное содержание карбидов в сплаве
ЭП741 способствует росту зерна при нагреве гранул в процессе ком-
пактирования и термической обработки, что обусловливает достаточ-
ную пластичность сплава при зернограничноч деформации и, таким об-
разом, повышенные значения длительной прочности образцов с падре
зом. Для получения деформированных полуфабрикатов вполне оправ
дано использование сплава ЖС6У. В этом сплаве удается реализовать
ультрадисперсную структуру и состояние сверхпластичности, чго нс
препятствует получению высоких значений прочности и жаропрочно >и
после термической обработки.
Металлургия гранул открывает широкие возможности по разрабо’!
ке новых сплавов с улучшенными физико-механическими хараюс
ристиками.
Компактированное состояние
В настоящее время стоит задача получения материала для ь. кипах
турбин с длительной прочностью при 750 °C за 100 ч, ранной 686.7
735,7 МПа и более. Этот уровень почти в два раза прсвыпыс! я продром
ность серийного сплава ЭИ698 (oj^® 392,4 МПа и на ~200 МПл ныпн .
чем сплава ЭП742, освоенного в последнее время на ба • тра^цнон
ной технологии (табл. 16). Использование метода металлургии гранул
обеспечивает для дисков из сплавов ЭП’741 и ЖС6У* полученных при
мым компактированием, > 588.0 637.0 МИл. Плиооип ЛФГнро
I I I
ванный отечественный сплав ЖС6У в виде деформированных прутков
имеет с?* ° > 686,7 МПа. При разработке новых сплавов для дисков,
изготавливаемых прямым компактированием, в качестве базовых были
выбраны наиболее жаропрочные сплавы ЭП741 и ЖС6У. Сплав ЖС6У
стандартного состава имеет малый запас пластичности. Образцы, прос-
тоявшие 100 и более часов под нагрузкой, разрушаются хрупко, а при
наличии надреза разрушение происходит хрупко по дефекту при малой
стойкости образцов. Исследование дисков из сплава ЖС6У, получен-
ных прямым компактированием гранул, показало, что повышенная
хрупкость объясняется образованием на границе гранул при компак-
тировании карбидов 7Ие6С. Следовательно, при разработке более жаро-
прочных сплавов дополнительное легирование следует проводить с
учетом необходимости повышения запаса пластичности путем уменьше-
ния пограничных выделений по границам гранул и зерен.
Исследовали различные модификации сплавов ЖС6У и ЭП741, пре-
дусматривающие следующие изменения:
1) снижение содержания углерода и введение (одновременное и раз-
дельное) в сплав гафния, тантала и дополнительных карбидообразую-
щих добавок (ДКД) для стабилизации карбидов и уменьшения их вы-
делений на границах гранул и зерен [123];
2) повышение содержания алюминия и титана как отдельное, так
и в сочетании с высокой концентрацией ниобия, т.е. повышение сум-
марного содержания компонентов, ответственных за образование упроч-
няющей 7'-фазы и стабильных карбидов;
3) уменьшение содержания вольфрама при одновременном повы-
шении количества молибдена, который более эффективно упрочняет
твердый раствор [112, 124, 125]. Частичная замена вольфрама, имею-
щего высокую удельную массу, более легким молибденом представ-
ляет интерес и с точки зрения снижения плотности сплавов.
Для исследования были выбраны другие сплавы с разным принци-
пом легирования: отечественный сплав типа ВЖЛ12У, зарубежные сплавы
типа TRWVI-A, М002, В1964, а также астролой, инконель-100 и рене 95.
Сплав ВЖЛ12У по жаропрочности уступает сплаву ЖС6У, однако сум-
марное содержание титана и алюминия в этом сплаве выше. Сплав
TRWVI-A (один из наиболее жаропрочных сплавов США) имеет
ai- о = 686,7 МПа [126]. В сплаве В1964 углерод заменен бором в коли-
честве не менее 0,1 %, а содержание углерода снижено до 0,02 % [127].
Длительная прочность сплава при 760 °C 696,5 МПа при времени до раз-
рушения 142—345 ч. Изменение состава известного сплава MAR-M200
в соответствии с этим принципом легирования привело к повышению
длительной прочности при 760 °C более чем на 40 МПа. Сплав М002 был
выбран для исследования как сплав, легированный 10 % Мо и не содер-
жащий вольфрама, который является одним из основных легирующих
элементов в высокожаропрочных сплавах подобного типа, в том числе
в сплаве ЖС6У. В работе [124] показано, что его жаропрочность при
760 °C выше жаропрочности сплава такого же типа MAR-M200, леги-
рованного 10 % W. При температурах выше 760 °C более жаропрочным
114
был сплав MAR-M200. Из этих данных следует, что влияние молибдена
на жаропрочность при средних температурах эффективнее влияния
вольфрама. Сплавы астролой, инконель-100 и рене у5 были включены
в исследование, поскольку они являются в настоящее время за рубежом
самыми распространенными сплавами для дисков, изготавливаемых из
гранул [125].
Анализ результатов исследования сплавов в виде компактирован-
ных дисков указывает на взаимосвязь химического состава, структур-
ного состояния и механических свойств сплавов. В сплавах типа ЖС6У,
ВЖЛ12У, TRWVI-A, В1964, астролой и инконель-100 в компактировэн-
ном состоянии наблюдалась локализация карбидов или боридов
(В 1964) на границах бывших гранул. Наряду с выделениями карби-
дов или боридов на границах гранул во всех названных сплавах, а также
в рене 95 (исключение составляют малоуглеродистый ЖС6У с ДКД и
инконель-100) при компактировании выделялись карбиды по границам
зерен, а также в высокодисперсном состоянии внутри зерен. Очень тон-
кие пограничные выделения карбидов наблюдались в сплаве ЭП741,
а также ЭП741 с повышенным содержанием алюминия и титана и ЭП741
с повышенным количеством ниобия и с ДКД.
Установлено, что значительная часть сплавов обнаруживает склон-
ность к образованию эвтектик при относительно низких температурах.
На рис. 67 приведены металлографические установленные значения тем-
пературы полного растворения
у'-фазы и температуры образова-
ния эвтектики ts, что является
признаком начала оплавления
[128]. Титан, ниобий, тантал и
ДКД приведены за вычетом ко-
личества этих элементов, связан-
ных в карбиды.
Рис. 67. Зависимость температуры
полного растворения упрочняющей
7'-фазы, температуры солидуса t$
( ------) и длительной прочности
(---) от содержания Al + Ti + Nb +
+ Та + ДКД
Уменьшение содержания углерода, а также замена углерода равным
количеством бора приводят к снижению ts до значений,иочень бли ikhx
или равных t Увеличение содержания титана и алюминия в сплаве
ЭП741 также привело к снижению ts; причем в этом сплаве присутст-
вует эвтектика двух видов, образующихся при разных температурах:
боридная при 1200 °C и у — у' при 1220 °C. Снижение температуры
образования эвтектики при уменьшении содержания углерода наблю-
дали и в литейном сплаве ЖС6У.
115
Повышение температуры закалки для устранения локализации кар-
бидных выделений на границах гранул и зерен для большинства спла-
вов ограничено чувствительностью этих сплавов к перегреву. Дли-
тельный нагрев при температурах ниже 1230—1240 °C был недостаточ-
ным для устранения локализации карбидов. Но в результате частично-
го растворения и коагуляции карбидов плотность в распределении кар-
бидных частиц заметно уменьшалась. Длительный нагрев при высоких
температурах закалки приводил к избирательному росту карбидных
частиц в сплаве ЖС6У с высоким и низким содержанием углерода от 2
до 3—18 мкм. В малоуглеродистом сплаве ЖС6У и ДКД не было обна-
ружено такой интенсивной коагуляции, как в малоуглеродистом и стан-
дартном ЖС6У.
Образование эвтектики при высокотемпературной закалке приво-
дило к снижению пластических свойств и ударной вязкости при 20 °C
(приведены ниже) и времени до разрушения по сравнению с теми зна-
чениями, которые были получены при Гзак < t
%’ МПа а0,2» МПа 6, % Ф, % °н» 2 Дж/см
ЖС6У стандартного состава.... 1285,1 959,4 10,0 9,1 8,8
Малоуглеродистый ЖС6У 1373,4 1021,2 12,8 12,0 9,81
Малоуглеродистый ЖС6У с ДКД. 1290,9 902,5 12,2 14,3 28,4
ЭП741 стандартного состава . . . 1296,8 811,3 26,7 23,6 103,0
ЭП741 с повышенным Ti и А1. . . 1287,1 1020,2 10,0 9,7 30,4
ЭП741 с повышенным Nb и ДКД. 1295,9 891,7 17,6 16,9 62,7
ТипаВЖЛ12У 1080,1 968,2 2,8 3,5 4,9
Типа В1964 907,4 861,3 0,8 0 2,4
М002 1277,2 1123,2 1,6 2,4 4,9
Типа TRWVI-A 1260,6 887,8 10,5 10,8 22,5
Астролой ’ 1372,4 941,7 17,6 18,4 —
Инконель-100 1290,0 973,1 17,7 20,1 64,7
Рене 95 1494,1 1268,4 8,0 8,5 24,5
Этим же можно объяснить и низкие свойства сплавов ЭП741 с повы-
шенным содержанием титана и алюминия, TRWVI-A, в которых после
компактирования образовалась эвтектика у - у' — МеС. Для сплавов с
небольшим различием t , и ts исключена возможность закалки с целью
укрупнения зерна, что является серьезным недостатком. Для увели-
чения температурного интервала - ts необходимо либо снизить ty, либо
повысить ts. Интерес с этой точки зрения может представлять М002,
который имеет более широкий интервал t , - ts, чем ЖС6У. Сплав М002
содержит молибден вместо вольфрама. Свойства при 750 °C сплавов
приведены ниже (в знаменателе — средние значения свойств):
о, МПа
ЖСУ стандартного сос-
тава................. 686,7
Малоуглеродистый
ЖС6У................. 686,7
Малоуглеродистый
ЖС6У с ДКД........... 686,7
тг’4
102-134
"125
88-159
123
102-230
146
6, % ф, % т„, ч X, мкм
0-1,8 1,3-2,81-58 33
0,8-1,8 0,8-2,2 6-12 45
66-245
1,3-7,2 1,6-8,5 —------39
JL
116
ЭП74л стандартного сос-
тава.............. 637,6
I
ЭП741 с повышенным
Ti и А1 .......... 667,1
686,7
ЭП741 с повышенным
ЫЬиДКД............ 686,7
Типа ВЖЛ12У....... 637,6
Типа В1964........ 686,7
165-196
180
58-105
87
108-143
128
62-97
77
4-34
19~
2,6-6,3 4,0-8,9 - 62
- >310 62
0,8-6,0 1,2-9,3 - 51
5,1-8,3 9,3-12,0 > 227 72
0 0-0,3 - 80
0 0
М002.................
Типа TRWVI-A.........
Астролой ............
Инконель-100.........
Рене 95..............
686,7
686,7
588,6
588,6
588,6
68-178
120
71-152
109
56-140
103
115-149
132
243-276
257 "
1,8 2,0
0,8-1,2 0,4-2,0 - 64
4,2—14,3 6,6-18, 7
JL / •*
68
2,4-3,6 5,3-5,6 301-302 72
64-136
3,0-4,6 4,2-8,3 ——----40
Наиболее высокий предел прочности и текучести имели сплавы мало-
углеродистый ЖС6У и М002. Известно, что прочностные свойства ы-
висят не только от количества ?'-фазы, но и от содержания в твердом
растворе таких элементов, как хром, вольфрам, молибден, тантал. Вы
сокие значения пределов прочности и текучести малоуглеродистого ЖСбУ
по сравнению с ЖС6У стандартного состава, по-видимому, связаны с
большим содержанием в твердом растворе малоуглеродистого сила
ва ЖС6У вольфрама, ниобия и хрома, которые не расходуются на обра-
зование карбида Ме6С. Поэтому уменьшение количества карбида ы
счет снижения содержания углерода должно привести к обогащению
твердого раствора вольфрамом, молибденом и хромом, так как раи н о
римость их в 7'-фазе невелика.
Сопоставление микроструктуры и результатов испытаний образцов
с надрезом на длительную прочность показало, что сплавы типа Ж< '<>У»
а также зарубежные сплавы с высоким содержанием карбидов ио грани
цам гранул и зерен были чувствительны к надрезу, в то время как сила
вы типа ЭП741 с малым содержанием карбидных фаз при определен-
ных режимах термической обработки не обнаружили чувствительное и»
к надрезу. Причиной чувствительности к надрезу сплава ЭП741 с но
вышенным содержанием титана и алюминия являются, по-видимому,
включения эвтектики по границам зерен. Некоторое перестаривание
сплава инконель-100 за счет применения высокотемпературного старе-
ния привело к устранению чувствительности его к надрезу. Перестари-
вание сплава рене 95 также обеспечивает устранение чувствительности
117
Таблица 18. Фазовый состав сплавов ЖС6У и ЖС6УП
Сплав с, % (по массе) t 7 °C Г„, °C О Фазовый состав
состоя- ние 7 -фаза, % фазовый состав карбид- ного осадка
ЖС6У Станд. 1230 > 1260 Комп. Т.о. 54,9 61,6 Ме6С+МеС Ме6С + МеС + Сг33Сб
Пониж. 1230 1240 Комп. Т.о. 57,2 62,1 Ме6С + МеС Ме6С+МеС + Сг23С6
ЖС6У с ДКД Станд. Пониж. 1230 1230 Комп. Т.о. Комп. Т.о. 58,0 62,5 58,9 63,5 МеС + Ме6 С МеС + Ме6С + Сг33Сб МеС+Ме6С следы МеС + Сг3 з С6 + Ме6 С следы
ЖС6УП >» 1225 > 1250 Комп. Т.о. 59,1 64,2 МеС МеС
При тояния. меча н и е. Комп. — компак тиров энное, т.о . — термо обработанное сос-
при одновременном снижении жаропрочности. Сплав астролой не чувст-
вителен к надрезу, несмотря на небольшой запас пластичности. По жаро-
прочности исследуемые зарубежные сплавы уступают лучшим модифи-
кациям сплавов ЭП741 и ЖС6У.
По комплексу механических свойств лучшими сплавами оказались
следующие: сплав типа ЭП741 с повышенным содержанием ниобия и
добавкой карбидообразующих элементов и малоуглеродистый сплав
ЖС6У с аналогичными добавками, которые имели высокие прочност-
ные и пластические характеристики при 20 °C, высокую жаропрочность
и были не чувствительны к надрезу. Из других исследованных сплавов
удовлетворительную жаропрочность показал ЖС6У стандартного соста-
ва. Время до разрушения этого сплава при 750 °C и 686,7 МПа было
102—134 ч. Но основной недостаток этого сплава так же, как и осталь-
ных опытных сплавов, — высокая чувствительность к надрезу.
Исследование сплава ЖС6У разных составов [ со стандартным (станд.)
и пониженным (пониж.) содержанием углерода] без добавки и с ДКД
показывает (табл. 18), что в сплаве с ДКД основной карбидной фазой
становится ТИеС. ДКД заметно уменьшает сетку карбидных выделений
по границам гранул, а в сплаве с пониженным количеством углерода
ее почти полностью устраняет. Сплав стандартного состава с ДКД имеет
примерно тот же уровень свойств, что и без ДКД (табл. 19). Сплав с
пониженным содержанием углерода обнаруживает более высокий уро-
вень ударной вязкости, времени до разрушения на гладких и надрезанных
образцах. За счет введения ДКД возрастает содержание у -фазы в спла-
ве на ~ 1 % (см. табл. 18).
Но введение ДКД в сплав ЖС6У уменьшает интервал гомогенности
(значительно снижает солидус сплава, перемещая сплав в область сос-
тавов, близких к эвтектическим), т.е. уменьшает возможности терми-
ческой обработки и делает сплав нетехнологичным. Поэтому для по-
118
вышения ts было снижено содержание ДКД, а для стабилизации кар
бидов МеС увеличена доля ниобия. При этом была также уменьшена
концентрация вольфрама, ответственного за образование карбидов
Л7е6С. В результате получен сплав ЖС6УП, характеризующийся ш.ы»
ким солидусом (> 1250 °C), благоприятной структурой: отсутствует
сетка карбидов по границам гранул, повышено количество /фана
(до 64,2 %), причем температура полного растворения у'-фазы ос гае i
ся достаточно высокой (~ 1225 °C). Повышение /ч. сплава ЖС6У11 поз
воляет получать всю у'-фазу в монодисперсном и когерентном состоя-
нии, что в свою очередь обусловливает увеличение предела нрочно< гн
(1422—1481 МПа) и предела текучести (1059—1079 МПа), жаропроч
ность (оюо) сплава при этом возрастает до 735,7 МПа при 750 °C г.с.
по жаропрочности рассматриваемый сплав имеет преимущество перед
всеми другими сплавами (см. табл. 16). При этом увеличение жаре»
прочности связано в основном с ростом количества у'-фазы в силанах:
Технология Традиционная Металлургия гранул
Сплав............... ЭИ698 ЭП742 ЭП741 Типа ЖС6УП
ЭП741
7'-фаза, % (по массе) . 25 35 58 62 64
Таким образом, проведенные работы показали, что выбор составов
сплавов, предназначенных для получения изделий методом металлу р
гии гранул, должен проводиться с учетом специфики поведения карви
дов: склонности к выделению вторичных карбидов из пересыщенною
твердого раствора. Рациональное легирование, предусматривающее
понижение концентрации углерода при одновременном увеличении со
держания элементов, образующих стабильные карбиды МеС, в сочета-
нии с термической обработкой, обусловливающей отсутствие сетки
карбидов по границам зерен и гранул, открывает возможности даль
нейшего повышения механических свойств никелевых сплавов путем
дополнительного введения основных легирующих элементов (AI. 11.
Nb и др.), ответственных за образование у'-фазы.
Таблица 19. Механические свойства сплавов ЖС6У и ЖС6УП
Сплав С, % (по массе) При 20 °C При 750 °C
%’ МПа ст0,2» МПа 6, % V/, % ан’ Дж/см2 о, МПа тг, «1 6 /V ' и* ч
ЖС6У Ставд. 1265-1285 883-902 8-10 9-11 5,8-10,8 686,7 40 2.8 20
с 60 18
ДКД ,4 3,2 24
Пониж. 1285-1295 902-912 12-13 14-15 28,4-29,4 686,7 136 7.2 1 16
23U /.0 1 12
11 ’ 7,6 120
ЖС6УП - 1422-1481 1059- 13-14 11-13 41,2-43,2 735,7 153 3.6 2 28
1079 154 3.8 232
279 2,8 2 28
235 3,2 249
230 3.4
119
4. ТЕХНИКО-ЭКОНОМИЧЕСКАЯ ОЦЕНКА И ПЕРСПЕКТИВЫ МЕТОДА
МЕТАЛЛУРГИИ ГРАНУЛ
Металлургия гранул по сравнению с традиционной технологией яв-
ляется более прогрессивным (по снижению расхода металла) технологи-
ческим методом [30, 129]. Особенно эффективно применение метал-
лургии гранул для изделий из высоколегированных трудно деформи-
руемых сплав ов.
Металлургия гранул явилась первым методом, которым получены
заготовки из высокожаропрочного сплава ЭП741 и начато их про-
изводство.
Проведенные исследования, а также технико-экономическая оцен-
ка дают возможность сформулировать следующие основные преиму-
щества метода металлургии гранул:
1. Однородность структуры и свойств. Высоко дисперсный характер
карбидов и других стабильных фаз, практически полное устранение
дендритной химической неоднородности гранул в процессе технологи-
ческих операций позволяют получить однородную (без зональной и мест-
ной ликвации) структуру полуфабрикатов и деталей. В связи с этим
механические свойства изделий характеризуются более высокой равно-
мерностью во всем объеме и во всех направлениях.
2. Нечувствительность механических свойств к размерам заготовок
и деталей. В отличие от традиционной технологии, при которой увели-
чение сечения слитка приводит к появлению различных дефектов, ка-
чество компактного материала, полученного из статистически однородных
по химическому составу и структуре гранул, значительно меньше зави-
сит от размеров изделий,
3. Улучшение деформируемости сплавов. Высоколегированные спла-
вы, не поддающиеся обработке давлением при производстве традицион-
ным методом, успешно деформируются при изготовлении их из гранул,
проявляя в ряде случаев свойства сверхпластичности.
4. Существенное упрощение изготовления деталей или точных заго-
товок при снижении трудоемкости. Металлургия гранул обеспечивает
получение равномерной рекристаллизованной структуры и 100 %-ной
плотности материала уже после компактирования, что открывает воз-
можность путем горячего изостатического прессования изготавливать
детали и точные заготовки с механическими свойствами на уровне дефор-
мированного металла и избежать, таким образом, проведения многих
операций, выполняемых по традиционной технологии (ковки, штам-
повки, механической обработки).
5. Сокращение расхода металла. При использовании металлургии
гранул за счет исключения операций ковки, штамповки и промежуточ-
ной механической обработки, а также лучшего приближения изделия к
окончательной геометрии расход материалов может быть сокращен в
два раза и более.
6. Повышение механических свойств изделия. Устранение различных
видов неоднородности, улучшение деформируемости, возможность полу-
чения готовых деталей непосредственно путем горячего изостатичес-
120
кого прессования создают предпосылки к использованию силанов •
повышенным содержанием легирующих компонентов и гем самым i
дальнейшему повышению служебных характеристик изделии.
Результаты выполненных работ дают основание рассмтрнпап. ме-
таллургию гранул как перспективный метод для производства «аю
товок для ряда ответственных деталей.
Проведенные исследования позволили начать изготовление иною
вок из новых сплавов методом прямого изостатического прессовании,
которые при оптимальных режимах термической обработки имеют вы
сокие значения механических свойств при комнатной и новы шейных
температурах и не обладают чувствительностью к концентраторам паи
ряжений, что позволяет в зависимости от требований заказчиков i п
рантйровать высокий уровень механических свойств.
Применение дисков, изготовленных из гранул, значительно улучшат i
тактико-технические данные газотурбинных двигателей [130].
В заключение остановимся на некоторых перспективах повышении
механических свойств жаропрочных сплавов при изготовлении их мен»
дом металлургии гранул.
1. Дальнейшее усовершенствование составов сплавов, в частности
использование повышенного ресурса пластичности как для дополни-
тельного легирования твердого раствора, так и повышения содержания
фазообразующих элементов. В металлургии гранул в отличие от тради-
ционной технологии может быть достигнута концентрация легирующих эле-
ментов,ответственных за образование упрочняющей у'-фазы, близкая к пре-
делу растворимости при температуре эвтектического превращения (см. рис.
67). Для дисков, полученных этим методом, жаропрочность уже дос-
тигнута > 735,7 МПа. Здесь проблема деформируемости не per л а
ментирует использование высокожаропрочных сплавов, так как изделия
могут изготавливаться по технологии, исключающей стадию пластичес-
кой деформации (прямым компактированием). Однако и для метал
лургии гранул задача изыскания новых систем и принципов легирова-
ния является актуальной, так как суммарное содержание алюминии,
титана, ниобия и др. выше 9 %, как показывают исследования, при
водит к снижению жаропрочности.
Применение для легирования новых элементов и создание новых
фаз, в том числе таких, которых ранее избегали из-за их вредного вини
ния, открывает возможность появления нового поколения сплавов.
2. Регулирование зеренной структуры для повышения механических
свойств как в области низких, так и высоких температур. Металлу pi нм
гранул создает условия для более гибкой контролируемое in рлмс-
ров зерен в сплавах. Путем изменения фракционного состава гранул,
температур компактирования и т.п. можно изменить размеры icpcii
в широких пределах. Например, проведение ГИП при температурах нике
температуры растворения у'-фазы обеспечивает получение мелко юр
нистой структуры сплава и высокого уровня механических свойств в
диапазоне 20—650 °C [52]; напротив, увеличение температуры комнак-
121
Таблица 20. Механические свойства дисков из сплавов ЭП741 и типа ЭП741,
изготовленных из гранул, после опытных режимов термической обработки
Скорость охлажде- При 20 °C При 750 °C и 686,7 МПа
НИЛ прп НЗ, %’ а0,2’ 8, % Ф, % ан> тг, ч тн, ч
°С/мин МПа МЙа Дж/см
ЭП741
300 1419,5 995,7 17,4 18,8 68,7 58-110 220-323
Типа ЭП741
30 1295,9 917,2 15,4 18,4 66,7 176-260 397
300 1395,9 1003,5 20,3 18,3 38,3 139-198 350
тирования создает предпосылки для повышения механических свойств
в области более высоких температур.
3. Применение переменного легирования по сечению изделия. Исполь-
зование идеи изменяющегося по различным участкам деталей химичес-
кого состава, реализация которой становится возможной в новом про-
цессе получения их из гранул, позволит более оптимально регламентиро-
вать механические свойства в различных частях деталей в соответствии с
условиями их работы.
4. Существенным резервом повышения механических свойств остает-
ся термическая обработка. В табл. 20 приведены результаты, показы-
вающие, что применение ускоренного охлаждения образцов с темпера-
туры неполной закалки подавляет выделение вторичных карбидов по
границам гранул и зерен, обеспечивает существенное диспергирование уп-
рочняющей у'-фазы и, как следствие, повышение служебных характе-
ристик сплава ЭП741 и его модификаций.
5. Дальнейший рост скорости охлаждения при кристаллизации (до
величин порядка 106 °С/с и выше), в том числе с использованием эф-
фекта переохлаждения. Увеличение скорости охлаждения выше 10* 2 3 —
104 5 °С/с, используемой в настоящее время в методе металлургии гра-
нул, обеспечит дальнейшее повышение однородности состава и струк-
туры, а также создаст дополнительные возможности по разработке но-
вых композиций сплавов.
Большую перспективность последнего направления следует особо от-
метить.
При скоростях охлаждения 10 °С/с и выше (сверхбыстрая кристал-
лизация) имеет место переход от дендритной к микрокристаллической
структуре гранул, уменьшаются ликвационные процессы в кристалли-
зующемся металле и отмечается более высокая однородность и гомо-
генность высоколегированных никелевых сплавов в литом состоянии
вплоть до исчезновения эвтектической составляющей. Такие условия
кристаллизации обусловливают существенное повышение температу-
ры солидус (до 50 °C и более), что является важным в плане роста
высокотемпературных свойств стандартных сплавов.
122
Повышенная растворимость компонентов, связанная с более нысо
кими скоростями охлаждения, позволяет перейти к новому классу сила
вов с максимально высоким уровнем легирования и необычно высо
ким содержанием упрочняющей у -фазы (до 80 %). )ги сплавы имени
температуру плавления, как правило, выше на 40-85 °C, чем обычные
гранулированные никелевые сплавы. С повышением температуры план
ления расширяется область гомогенности таких сплавов, при ном сот
даются хорошие условия для их термообработки. В результате новы
шаются рабочие характеристики сплавов.
Сплавы, полученные сверхбыстрой кристаллизацией, обладаю! ни
кальными возможностями. Благодаря мелкозернистому строению они
уже после горячего изостатического прессования обладаю! и комнак
тированном состоянии повышенной пластичностью или свер iinarnvi
ностью. Благодаря этому появляется возможность осуществлять инам
повку деталей, близких по форме к готовым, или проводин, iiciioi род
ственную прокатку листов.
По имеющимся зарубежным данным, применение сплавов па основе
никеля с 9 % А1, 9 % Сг и 9 % W дает возможность повысил» рабочую
температуру материала на 85 °C, при этом значения прочностных ха
рактеристик этого сплава эквивалентны характеристикам традиционно
получаемых в настоящее время жаропрочных сплавов, и он обладает
хорошим сопротивлением окислению.
Ведутся работы над созданием турбинных рабочих лопаток с ионы
шенными характеристиками при высоких температурах. Лопатки имени
вафельную конструкцию, их изготовляют путем диффузионной снарки
тонких пластин с каналами охлаждения, полученными фототрав л спи см
поверхности пластины.
В качестве перспективного направления рассматривается boimoi
ность изотермической штамповки из таких сплавов в режиме сверх
пластичности лопаток и дисков газовых турбин. Исследуется также по»
можность использования материалов сверхбыстрой кристалл и запив и
качестве штампов для горячей деформации. Сообщается, что долюпгч
ность таких штампов в 2—3 раза выше долговечности штампов из ip.i
диционных кобальтовых сплавов.
Исключительные свойства появляются у сплавов при создании и них
направленной структуры с ориентировкой зерен (НО) путем юшюго
отжига при термической обработке. Направленные рекристаллизован
ные сплавы сверхбыстрой кристаллизации имеют более высокий мо
дуль упругости по сравнению с направленно закристалли юн .шимми
сплавами (примерно в 2 раза), что в свою очередь создает дополни
тельные преимущества турбинных лопаток.
Применение указанных и других мероприятий, а также далын инк .-
совершенствование технологии делает реальной возможность шачитель
ного повышения всего комплекса физико-механических свойств итде
лий уже в ближайшее время.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Салли И.В. Кристаллизация при сверхбольших скоростях охлаждения, Киев:
Наукова думка, 1972. 136 с.
2. Фаткуллин О.Х., Шелепин В.Е., Кенигфест А.М. и др. - РЖ’’Металлургия”, № 9.
своди, т, 9И52, ДЕП, 1975.
3. Васильева Т.К., Шелепин В.Е., Гузей Л.С. и др. - Вестник МГУ, 1975, № 4, с. 506.
4. Мирошниченко И.С., Петров А.К., Головко В.А. и др. — Заводская лаборато-
рия, 1972, № 12, с. 1479-1481.
5. Добаткин В.И. Непрерывное литье и литейные свойства сплавов. М.: Оборонгиз,
1948. 154 с.
6. Фаткуллин О.Х., Зверева Е.А., Попов Д.С. и др. - Изв. АН СССР. Металлы,
1975, №6, с. 100-102.
7. Фаткуллин О.Х., Крюков С.Н., Солдатов Е.А. и др. - ТЛС, 1972, № 3, с. 80-85.
8. Фаткуллин О.Х., Бабикова Р.Ф., Крюков С.Н. и др. — ТЛС, 1973, № 5, с. 56-59.
9. Добаткин В.И, Зверева Е.А., Фаткуллин О.Х. - ТЛС, 1978, № 7, с. 31-36.
10. Особо тугоплавкие элементы и соединения / Котельников Р.Б., Башлыков С.Н.,
Галикбаров З.Г. и др. М.: Металлургия, 1969. 372 с.
11. Фридман А.Г., Колупаев Л.Н., Гриполитов А.И. и др. — Изв. вузов. Черная ме-
таллургия, 1968, № 7, с. 49-53.
12. Добаткин В.И. - В кн.: Металловедение сплавов легких металлов. М.: Наука,
1970, с. 100-107.
13. Елагин В.И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переходны-
ми металлами. М.: Металлургия, 1975. 247 с.
1А. Мирошниченко И.С. — В кн.: Рост и дефекты металлических кристаллов. Киев:
Наукова думка, 1972, с. 385-401.
15. Олейникова С.В., Зверева Е.А., Фаткуллин О.Х. и др. — ТЛС, 1978, № 9,
с. 32-35.
16. ВаричН.И., Петрунина А.Н. — ФММ, 1972, т. 33, вып. 2, с. 335-338.
17. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроно-
графический анализ металлов: Приложение. М.: Металлургиздат, 1963. 256 с.
18. Варич Н.И., Петрунина А.Н., Якунин А.А. - Изв. АН СССР. Металлы, 1971,
№5,с. 111-112.
19. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов. Т. I: Пер. с англ. М.: Ме-
таллургия, 1962. 608 с.
20. Pearson W.В. - A. handbook of lattice spacings and structures of metals and alloys.
Pergamon Press, 1958, v. 4,1044 p.
2\. Добаткин В.И, Фаткуллин O.X., Зверева E.A. и др. - TJlt, 19^78, № 11, с. 48-51.
22. Пылаева Е.Н., Гладышевский Е.И., Крипякевич П.И. - ЖНХ, 1958, т. III, вып. 7,
с. 1626-1631.
23. Добаткин В.И., Фаткуллин О.Х., Олейникова С.В. и др. - ТЛС, 1979, № 3,
с. 38-42.
24. Труханова З.С., Фаткуллин О.Х., Крыкина Г.С. — ТЛС, 1979, № 6, с. 59-64.
25. Puyner С.Т., Tracey V.A., Watkinson I.F. Powder Metallurgy. Proc. Int. Conf.
(N. Y. 1960), Metal Powder Industries Federation.
26. Interscience publ. Materials Eng., 1970, v. 71, № 8, p. 33-37.
27. Фаткуллин О.Х. - ТЛС, 1973, № 7, с. 98-108.
28. Reichman S.H., Castledine B.W., Smythe I.W. — The SAE, J., 1970, v. 78, № 4,
p. 59-61.
29. Kelso T.D. - Manufacturing Engineering and Management, 1970, v. 64, № 5, p. 55-56.
JO. Белов А.Ф., Аношкин Н.Ф., Ходкин В.И. и др. — В кн.: Обработка легких и
жаропрочных сплавов. М.: Наука, 1976, с. 217-236.
31. .Белое А.Ф., Аношкин Н.Ф., Ходкин В.И. и др. - В кн.: Процессы обработки
легких и жаропрочных сплавов (к 75-летию акад. А.Ф.Белова). М.: Наука,
1981, с. 151-162.
32. Белов А.Ф., Аношкин Н.Ф. — В кн.: Металлургия и металловедение цветных
сплавов. М. : Наука, 1982, с. 156-166.
124
33. Белов А.Ф., Фаткуллин О.Х., Раковский В.С. и др. - ТЛС, 1972, №4, с. 91-94.
34. Белов А.Ф., Гилъденгорн М.С., Фаткуллин О.Х. и др. — Изи. АН СССР. Метал-
лы, 1974, №2, с. 149-152.
35. Шарифъянов Ф.Ш., Белов А.Ф., РСайбышев О. 1. и др. Тезисы докладов на Все-
союзном научном семинаре **Снерхпласти»1но<и« металлов1”. М.: МИСиС,
1976, с. 27-28.
36. Фаткуллин О.Х., Крыкина Г.С., Сизова Г.П. и др. Тезисы докладов на I Все-
союзной научной конференции "Свсрхпластичность Металлон0. Уфа: УЛИ,
1978, с. 115-116.
37. Кайбышев О.А., Фаткуллин О.Х., Валиев Р.З. и др. I ПС, 1978, Nu 11, с. 1-55.
3%.Backofer W.A., Turner LR., Avery DJI. Trans. ASM, 19(>4, v. 5 7. p. ’>80 J9Q.
39. Г рабе кий M.B. Структурная сиерхлластичность. М.: Металлургия, 19/5 272 с.
40. Allen М.М., Athey R.L., Moore J Ji. — Met. Ing. Quart., 1970, v. 10, № I, p 20 U)
41. Interavia, 1973, v. 28, p. 43.
42. Glover G, Sellers C.M. - Metal. Trans., 1973, v. 4, № 3, p. 765 775.
43. Бочвар A.A. Сверхпластичность металлов и сплавов. М.: ИМ К Г, I960. I/ t
44. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов. М.; М< шли р
гия, 1975. 280 с.
45. Перлин И.Л., Гилъденгорн М.С. - ТЛС, 1972, № 3, с. 41-44.
46. Осипов В.Г. - ФиХОМ, 1972, № 2, с. 91-96.
41. Крыкина Г.С., Фаткуллин О.Х., Гущина Ф.Л. и др. — ТЛС, 1974, № 4, с, 8 5 86
48. Ruchman S., Smithe J. — J. International Journal of Powder Metallurgy. 1970,
v. 6, p. 65-75.
49. Рагаб A.P., Дункан Дж.Л. — В кн.: Механика: Пер. с англ. М.: Мир, Р>/1,
№4(140), с. 121-132.
50. Vaccari J.A. - Mater. Eng., 1973, v. 77, № 2, p. 19-22.
51. Freche J.C., Ault G.M. — Superalloys: Metallurgy and Manufacture (ProcrediiHr
of the third international Symposium), Pennsylvania, 1976, p. 297—319.
52. Blackburn M.J., Sprague R.A. - Metis Technology, v. 4, part 8, 1974, p. 388 J95
53. Gray H.R. - Turbine Materials and Life Prediction* Aeronautical Propulsion (IIn
Proceedings of a Conf. Held at Lewis Research Center in Cleveland), Washington,
NASA, 1975, p. 209-221.
54. Mater. Eng., 1978, v. 87, № 5, p. 37.
55. Metallurgia, 1978, v. 45, № 7, p. 340-341.
56. Jones W.R., Kalisch H.S., Spaulding W.H. — Metal Progress, 1978, v. 113. № I,
p. 82-84.
57. Фаткуллин O.X., Попов Д.С., Старосветский Д.И. - В кн.: Получение р.кпы
ленных металлических порошковт их свойства и применение. Киси ИМИ
АН УССР, 1973, с. 132-137.
58. Попов Д.С., Старосветский Д.И., Крыкина Г.С., Фаткуллин О.Х. - ТЛС, Г>/1,
№ 3, с. 90-92.
59. Мусиенко В.Т., Ходкин В.И., Митрофанов А.Е. — В кн.: Получение, гиой< гп.»
и применение распыленных металлических порошков. Киев: НИМ Ум Г,
1976, с. 115-122.
60. Friedeman G., KosinskiE. — Metals Engineering Quarterly>1971, v. I 1,N” 1, p. 18
61. Фаткуллин O.X., Зверева E.A., Усачева Г.П. - В кн.: Металловед» пи и лип.с
легких сплавов (к 60-летию докт. техн, наук проф. В.И. Добаткпна). М. Ме-
таллургия, 1977, с. 271-276.
62. Вертоградский В.А., Ковалев А.И., Лещинин Ю.В. - В кн.: Конструкционные
и жаропрочные материалы для новой техники. М.: Наука, 1978, с. 19S 201.
63. Фаткуллин О.Х., Зверева Е.А., Рабинович М.Х. и др. - ТЛС, 1976, N” 5, с. 4 / 50.
64. Новиков И.И., Золоторевский В.С. Дендритная ликвация в сплавах. М.: Наука,
1966, 156 с.
65. Гольдер Ю.Т., Курбатова А.В. - ТЛС, 1969, № 3, с. 30 -33.
66. Масленков С.Б. — Специальные стали и сплавы: Науч. тр. / ЦНИИЧМ. М.: Ме-
таллургия, 1970, вып. 77, с. 7-11.
125
67. Масленков С.Б. Применение микрорентгеноспектрального анализа. М.: Метал-
лургия, 1968. 110 с.
68. Егоршина Т.В., Эстулин Г.В. - МиТОМт 1964, № 8, с. 9-11.
69. Егоршина Т.В., Эстулин Г.В. Специальные стали и сплавы. Науч. тр. / ЦНИИЧМ:
М.: Металлургия, 1965, вып. 39, с. 155-161.
70. Голиков И.Н., Масленков С.Б. Дендритная ликвация в сталях и сплавах. М.: Ме-
таллургия, 1977. 224 с.
71. Гольдер Ю.Г., Курбатова А.В., Сорокин А.Ф. и др. - ТЛС, 1979, № 1, с. 59-62.
72. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. 3-е изд. М.: Металлургия,
1970. 375 с.
73. Mayfield J. - Aviation Week and Space and technology, 1979, v. Ill, № 10, p. 46-47.
74. Benjamin G.S., Larson G.M, - Soperalloys by Powder Metallurgy Techniques, N.Y.:
1976,15 p.
75. Metal Progress, 1969, v. 95, № 2, p. 10.
76. Brophy J.H., Hayden H.W., Wulff J. - Trans, of the Metal. Soc. of AIME, 1961,
v. 221, p. 1225-1231.
11. Brophy J.H., Hayden H.W., Wulff J. - Trans, of the Metal. Soc. of AIME, 1962,
v. 224, p. 797-803.
78. Бойко Ю.И., Гегузин Я.Е., Клинчук Ю.И., Фаткуллин О.Х. - ТЛС, 1979,
№ 3, с. 42-46.
79. Kuczynski G.C. - J. of Metals, 1949, v. 1, № 2, Sec. 3, p. 169-178.
80. Бокштейн С.З. Диффузия и структура металлов. М.: Металлургия, 1973. 206 с.
81. Бокштейн С.З., Кишкин С.Т., Мороз Л.М. Исследование строения металлов
методом радиоактивных изотопов. М.: Оборонгиз, 1959. 218 с.
82. Fisher J.C. - Journal of Applied Physics, 1951, v. 22, № 1, p. 74—77.
83. Бокштейн C.3., Гинзбург C.C., Кишкин C.T. и др. — В кн.: Обработка легких
и жаропрочных сплавов. М.: Наука, 1976, с. 269-275.
84. Бокштейн С.З., Губарева М.А., Кишкин С.Т. и др. — В кн.: Поверхностная диф-
фузия и растекание. М.: Наука, 1969, с. 264-270.
85. Canon R.F., Stark. J.P. - Journal of Applied Physics, 1969, v. 40, № 11, p. 4361-
4366, 4366-4373.
86. Clapson B., PobinsD.A. — Powder Metallurgy, 1959, № 3, p. 72-79.
87. BillardDa., Trottier J.P. — Metals Technology, 1978, v. 5, part 9, p. 309—319.
88. Kolcum E.H. — Aviation Week and Space Technology, 1978, v. 109, № 16, p. 16—21.
89. Попов Д.С., Старосветский Д.И., Фаткуллин О.Х. — В кн.: Методы определе-
ния и исследования газов в легких и цветных сплавах. М.: ВИЛС, 1974, с. 54—57.
90. Фаткуллин О.Х., Попов Д.С., Старосветский Д.И. и др. — ТЛС, 1974, № 1, с. 78.
91. Есин О.А., Гельд П.В. Физическая химия пирометаллургических процессов.
М.: Металлургиздат, 1962. Ч. I. 672 с.; Ч. II. М.: Металлургия, 1966. 704 с.
92. Белов А.Ф., Арбузова JLA., Данилкин В.А. — ДАН СССР, 1974, т. 218, № 6,
с. 1387-1390.
93. Федосеев Д.В., Белов А.Ф., Аношкин Н.Ф. и др. — ДАН СССР, 1977, т. 235,
№ 1,с. 147-150.
94. Дерягин Б.В., Внуков С.П., Федосеев Д.В. — В кн.: Адсорбция и пористость.
М.: Наука, 1976, с. 117-121.
95. Франк-Каменецкий Д.А. Диффузия и теплопередача в химической кинетике.
М.: Наука, 1967. 491 с.
96. Томас Д., Томас У. Гетерогенный катализ: Пер. с англ. М.: Мир, 1969. 450 с.
97. Дерягин Б.В. - ДАН СССР, 1946, т. 53, № 7, с. 627-630.
98. Аношкин Н.Ф., Бойко Ю.И., Гегузин Я.Е. и др. - ТЛС, 1982, № 5, с. 65-68.
99. Гегузин Я.Е. Физика спекания. М,: Наука, 1976. 360 с.
100. Гегузин Я.Е., Дзюба А.С., Косевич А.М. — В кн.: Физика твердого тела, 1963,
т. 5, № 8, с. 2219-2227.
101. Гегузин Я.Е. Макроскопические дефекты в металлах. М.: Металлургиздат,
1962. 252 с.
102. Dreshfield R.L., Miner R.V. — Rowder Metallurgy, International, 1980, v. 12,
№ 2, p. 83-87.
126
103. Miner R.V.t Dreshfield R.L. - Report bated, 1980, NASA - TM-81448, E-367,
p. 25.
104. Белое А.Ф., Фаткуллин О.Х. - В кн.: Конструкционные и жаропрочные ма-
териалы для новой техники (к 70-летию акад. С.Т.Кишкина). М.: Наука,
1978, с. 17-22.
105. Johanson R. - III Konferencia metalurgii proszkow referaty czese, 1971,
Zakopane, s. 295-324.
106. Morgan W.R., Sands R.L. - Metals and Materials, 1969, v. 3, № 5, p. 85-102.
107. Маевский И.Л. Обработка давлением жаропрочных сплавов. М.-Л.: Машино-
• строение, 1964. 124 с.
10%. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Мсталлурпш, 1967.
404 с.
109. Фаткуллин О.Х., Ерманок М.З., Крыкина Г.С. и др. - В кн.: (iicmchhi.ic кон
струкционные материалы. Киев: ИПМ АН УССР, 1976, с. 68-71.
110. Barton J.L., Mathur P.S. - Supperalloys. Metallurgy and Manufacture. Pennsylvania,
1976, p. 495-508.
111. Fleck I.N., Chandhok V.K., Clark L.P. - Superalloys: Metallurgy and Mnnuliu tun\
Pennsylvania, 1976, p. 509-521.
112. Mayfield J. - Aviation Week and Space Technology, 1978, v. 109, N 20, p. 4 1 55.
113. Блок Н.И., Кишкин C.T., Лашко Н.Ф. и др. - В кн.: Фазовый анплп i, < гр у к-
тура и свойства жаропрочных сталей и сплавов. М.: Оборонгиз, 1960, с. .'К -4.
114. Wallace W., Immarigeon J.P.A., Trenouth J.M. etc. — In book: AGARD (’onlcinio
Proceedings N 200 on Advanced Fabrication Techniques in Powder Melalluigy ind
Their Economic Implications, 1976, v. 9, p. 150-162.
115. Кишкин C.T., Лашко Н.Ф., Панкратов B.A. и др. - В кн.: Фазовый сос run и
проблемы легирования сталей и сплавов. М.: В НАМ, 1975, с. 5-15.
116. Золоторевский В.С. Структура и прочность литых алюминиевых сплавов.
М.: Металлургия, 1981. 191 с.
117. Weinberg F., Buhr R.K. — Journal of the Iron and Steel Institute, 1969, v. 207, part H,
p. 1114-1121.
118. Burke J.E., Tarnbull D. — Progress in Metal Physics, 1952, v. 3, p. 220.
119. Wilson D.J. - Trans, of the ASME, 1975, v. 95, № 3, p. 223-233.
120. Станюкевич А.В. Хрупкость и пластичность жаропрочных материалов. М.: Мс.
таллургия, 1967. 199 с.
121. Wilson D.J. - Trans, of the ASME, 1972, v. 94, № 1, p. 13-21.
122. Программное обеспечение ЭВМ ”Мир-1”, ”Мир-2”. Т. II. Киев: Наукопа дум-
ка, 1976. 372 с.
123. WenzellJ.M. -Metals Engineering Quarterly, 1974, v. 14, №4, p. 47-49.
124. Northwood J.E., Homewood T. - Metallurgia and Metal Forming, 1974, v. II, N’1 9,
p. 254-262.
125. Gold R. - Precision Metall, 1978, v. 36, November, p. 40—43.
126. CollinsH.E. - Metal. Trans., 1974, v. 5, № 1, p. 189-203.
127. Maxwell D.H., Baldwin G.F., Radavich G.F. — Metallyrgia and metal Forwing, 1975,
v. 42, № 10, p. 332-339.
128. Robert V., Miner Jr. - Metal Trans., 1977, v. 8A, № 2, p. 259-263.
129. Beswick E. - American Metal Market, 1980, v. 88, № 18, p. 18.
130. Canham R.G. — Metallurgia, 1981, November, p. 548-549.
Александр Федорович Белов
Николай Федорович Аношкин
Олег Хикметович Фаткуллин
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА
ГРАНУЛИРУЕМЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ
Редактор издательства Г.А.Луцкая
Художественный редактор Ю.И.Смурыгин
Технический редактор М.К.Петрова
Корректор Н.И.Шефтель
Обложка художника К.И. Милаева
ИБ № 2620
Подписано в печать 02.07.84 Т - 15408 Формат бумаги 60 X 90 1/16
Бумага офсетная № 2 Печать офсетная Усл. печ. л. 8j0 Усл. кр.-отт. 8,25
Уч.-изд. л. 9,52 Тираж 1320 экз. Заказ 2086 Цена 1 р. 40 к. Изд. № 0931
Набрано в издательстве ’’Металлургия”
на электронном композере ИБМ 82 оператором СЛ.Ставничук
Ордена Трудового Красного Знамени
издательство ’’Металлургия”, 119857, ГСП, Москва, Г-34.
2-й Обыденский пер., д. 14.
Московская типография № 9 Союзполиграфпрома
при Государственном комитете СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли
г. Москва, Волочаевская ул., д. 40

МЕТАЛЛУРГИЯ