2. Легирование сплавов на никелевой основе

Современные жаропрочные сплавы на никелевой основе имеют очень сложный состав: в них входят до 7—9 основ­ных легирующих элементов и большое количество приме­сей, содержание их следует контролировать в сплаве.

Никель образует твердые растворы со многими элемен – тами, что обусловливает значительные возможности дости­жения высокой жаропрочности сплавов на его основе. Тем­пературная зависимость растворимости некоторых элемен­тов приведена на рис. 192. При 1000°С кобальт, железо, марганец и медь образуют неограниченные твердые раст­воры, а такие тугоплавкие металлы, как хром, вольфрам, молибден, тантал, ниобий, ванадий, — ограниченные твер­дые растворы с различными об­ластями гомогенности. Раствори­мость при 1000°С таких элемен­тов, как титан и алюминий, со­ставляет соответственно 10 и 7 %.

Важно отметить, что раство­римость легирующих элементов в многокомпонентных сплавах на основе никеля может сущест­венно различаться в сторону уменьшения от значений, полу­ченных, при изучении бинарных сплавов никель — легирующий элемент.

Многие из легирующих эле­ментов, растворимые в никеле – или нихроме, являются эффектив­ными упрочнителями и повышают сопротивление ползуче­сти сплавов на основе никеля (см. рис. 180).

Несмотря на сложность составов жаропрочных никеле­вых сплавов, можно сформулировать следующие основные принципы, используемые при их создании:

1. Жаропрочные сплавы представляют собой основной (матричный) у-твердый раствор на хромоникелевой осно­ве, легированный кобальтом и тугоплавкими элементами- упрочнителями (Mo, W, Nb), причем наиболее эффективно» влияние оказывает на жаропрочность именно комплексное введение легирующих элементов. Содержание этих леги­рующих элементов в сплаве зависит от его назначения Я экономической целесообразности.

2. В сплавах обязательно присутствуют титан, ниобий к алюминий (суммарно до 8—10 %), которые в основном обе­спечивают образование главной упрочняющей фазы этих сплавов "у’-фазы.

10 20 30 Ю 50 Элемент,% (по массе)

Рис. 192. Температурная зависи­мость растворимости легирую­щих элементов в никеле (М. В, Приданцев)

3. Присутствующие в сплавах хром и алюминий обеспе­чивают сопротивление окислению и газовой коррозии

Вследствие образования защитных пленок, богатых окисла­ми Cr2O3 и Al2O3.

4. Углерод содержится в сплавах в небольших количест­вах (обычно 0,08—0,12 %), образуя карбиды и карбонитри – ды. Существенное влияние оказывает также бор, который вводится в сплавы в количестве 0,005—0,015 % В и образует бориды типа MeB2. Кинетика выделения и морфология кар­бидных и боридных фаз при кристаллизации, термообра­ботке и в процессе эксплуатации также в значительной сте­пени определяет жаропрочность сплавов на никелевой ос­нове.

5. Важное значение имеют в никелевых сплавах легко­плавкие примеси (Pb, Cd, Ag, Bi, Sb, S), содержание ко­торых следует ограничивать, так как они снижают их жа­ропрочные и технологические свойства. Уменьшение коли­чества примесей возможно благодаря применению чистых шихтовых материалов, введению р. з. м. и обработке рас­плавов специальными шлаками, применением различных методов специальной металлургии (ЭШП, ЭЛП, ВДУ и ДР-)-

Таким образом, жаропрочность, жаростойкость и другие характеристики сплавов на никелевой основе связаны с оп­тимизацией их состава по соотношению легирующих эле­ментов, входящих в матричный у-твердый раствор и упроч­няющие интерметаллидные, карбидные и боридные фазы, а также с уровнем содержания вредных легкоплавких при­месей.

Выбор состава сплава следует проводить с учетом его рабочей температуры, напряжений, агрессивности среды, ресурса и режима работы.

В сплавы, предназначенные для работы при сравнитель­но невысоких температурах (750—850°С) длительное вре­мя, вводят повышенное количество хрома (до 16—18%)", молибдена и вольфрама (до 10—12% суммарно), титана, ниобия и алюминия (8—10% суммарно). Это дает возмож­ность получить большое количество упрочняющей у’-фазы. высокую легированность и жаропрочность матрицы.

Для высокотемпературной (975—1050°С) работы важно положение температуры солидуса сплава. Поэтому в спла­вах ограничивают содержание хрома (6—10%), молибде­на (3—4%) и титана. Введение дополнительно кобальта и вольфрама несколько повышает температуру солидуса, что полезно.

При работе в средах повышенной агрессивности (напри­мер, содержащих соли, соединения ванадия и др.) важней­шим элементом, обеспечивающим коррозионную стойкость, считается хром.

Оценку роли различных элементов на сопротивление го­рячей коррозии можно дать ориентировочно, подсчитав эк­вивалент хрома по формуле Рентца:

Многие исследователи указывают на положительное влияние р. з. м. на жаростойкость никелевых сплавов, свя-

Ho

Рис. 193. Фазовые диаграммы, иллюстрирующие области существования v-граие – цеятрированиого твердого раствора в тройных Ni—Co—Cr (a), Ni-Al-Ti (б) и четверных Ni—Co—Cr—Mo (в), Ni—Co—Cr—W (г) сплавах. Никелевый угол в четверных системах обращен к читателю (Ч. Симе)

Зывая это влияние с затруднением образования оксисуль- фидов. Иттрий и гафний улучшают адгезию окалины к ме­таллу, их микродобавки также применяют в современных сплавах.

Никелевые жаропрочные сплавы являются сложными многокомпонентными и многофазными системами, в кото­рых под действием высоких температур и напряжений не­прерывно протекают фазовые и структурные превращения, т. е. эти сплавы являются с физико-химических позиций динамическими системами. Рассмотрим более подробно свойства фаз, образующих никелевые жаропрочные сплавы.

У-фаза сплавов на никелевой основе представляет собой г. ц. к. твердый раствор таких элементов, как хром, молиб­ден, вольфрам (рис. 193). К области аустенита примыкают различные интерметаллические соединения, которые часто называют топологически плотноупакованными фазами (т. п. у.-фазами).

Выделение этих фаз из никелевого аустенита резко ох- рупчивает сплавы, снижает их жаропрочность и стабиль­ность. /

Идентификация интерметаллических соединений, выделяющихся из аустенита жаропрочных никелевых сплавов, показала, что это о-фазы, фазы Лавеса, р-фазы и др. Они являются промежуточными фазами в многокомпонентных системах и их можно считать своеобразными эле­ктронными соединениями, так как в основном их структура определяет­ся электронной концентрацией, т. е. отношением е/а. В этих фазах од­ни элементы проявляют электроположительные свойства (например, хром, молибден, вольфрам), а другие — электроотрицательные (никель, кобальт, железо); типичный состав а-фаз можно представить так: (Cr, Mo)«(Ni, Со)

Кинетика выделения cr-фаз зависит от температуры изотермической выдержки и может быть представлена в виде С-образной кривой (см. рис. 34). Очень сильно склонность сплава к выделению т. п. у.-фаз за­висит от их состава, от соотношения различных легирующих элемен­тов в сплаве.

Как указывалось выше, соединения типа АзВ с г. ц. к. решеткой, которые называются у’-фазами, обеспечивают основное упрочнение сплавов с высоким содержанием ни­келя. На схематическом изотермическом разрезе тройной системы никеля и алюминия с другими элементами (см. рис. 35) показана степень возможного замещения и учас­тия различных легирующих элементов в образовании у’-фа – зы. Кобальт замещает никель, образуя горизонтальную об­ласть; титан, ниобий, ванадий замещают в основном пози­ции алюминия; молибден, железо и хром, по-видимому, могут замещать как атомы алюминия, так и никеля.

У’-фаза представляет собой когерентное су-матрицей ин­терметаллическое соединение, имеющее сверхструктуру ти­па Cu3Au с дальним порядком почти до температуры плав­ления (1385°С для Ni3Al). В структуре этой фазы сущест­вуют три типа дефектов упаковки: дефекты сверхструкту­ры, дефекты антифазных границ и сложные дефекты. Глав­ными причинами высокого упрочнения сплавов при обра­зовании у’-фазы считаются когерентная деформация и наличие упорядочения частиц.

Важно отметить, что с повышением температуры до 900°С прочность у’-фазы увеличивается (см. рис. 36). Эти фазы образуются только в сплавах, богатых никелем, при­чем их выделение происходит при малом изменении раз­мерного фактора — несоответствие параметров решеток у – и у’-фаз не превышает 1%. При этом максимальное зна­чение долговечности наблюдается при несоответствии ре­шеток у – и у’-фаз в пределах 0,02 нм (рис. 194).

Это создает предпосылки для гомогенного зарождения выделений с низкой поверхностной энергией. Эти фазы об­ладают очень высокой стабиль­ностью при повышенных темпе­ратурах в течение длительного времени. Когерентность у – и у’- фаз устанавливается путем те­трагональных искажений кри­сталлических решеток. Форма частиц у’-фазы зависит от ве­личины несоответствия реше­ток: частицы имеют сферичес­кую форму при несоответствии решеток 0—0,2 %, кубическую при несоответствии 0,5—1 % и пластинчатую больше 1,25% (рис. 195).

Упрочнение жаропрочных сплавов при выделении у’-фа – зы объясняется образованием антифазных границ, которые препятствуют прохождению дислокаций. Считается также, что ее сравнительно высокая пластичность препятствует охрупчиванию сплавов.

Увеличение жаропрочности сплавов достигается благо­даря увеличению объемной доли у’-фазы в структуре и оп­тимизации соотношения AhTi в сплавах. Так, жаропроч­ность никелевых сплавов при 800°С оюо^250МПа (Al:Ti<; <1), а100=280 (Al:Ti«l) и O1 оо=380 МПа (Al:Ti>l).

0,1 0,06 0,02 0,0Z OtOSOJ &а, нм

Рис. 194. Влияние несоответствия решеток V – и у’"Фаз на сопротив­ление ползучести при 700 °С и O= = 145 МПа сплавов системы Ni— Ст—Al (Р. Декер, Дж. Михализин)

Однако при высоком содержании в сплаве титана, нио­бия и тантала у’-фаза может превращаться в фазы типа Ni3Ti (т]-фаза), Ni3Nb или Ni3Ta. Эти фазы имеют гексаго­нальную плотноупакованную решетку и их выделение от­рицательно влияет на длительную прочность и пластич­ность сплавов.

Разными исследователями было показано, что наиболее эффективное упрочнение достигается при выделении в спла­вах не менее 30—40% у’-фазы, причем среднее расстояние между частицами должно составлять ~50 нм.

Jf

Заметную роль в формировании структуры и свойств сплавов на никелевой основе играют карбидные фазы типа MeС, Afe23C6, Afe6C.

Рве. 195. Морфология 7′-фазы в сплавах иа никелевой основе:

А — сферическая, XlO ООО; б — кубическая, Х6000; в — вытянутые частицы", X Ю ООО; г — скоагулироваииые, X10 ООО (В. В. Полева)

Первичные карбиды типа MeС образуются при крис­таллизации в виде крупных, произвольным образом рас­положенных частиц кубической или скелетообразной мор­фологии. Существует предпочтительный порядок образова­ния этих карбидов, связанный с уменьшением их стойкости TiC, TaC, NbC и VC. Молибден и вольфрам могут час­тично замещать металлы в этих карбидах, образуя фа­зы типа (Ti, Mo, W) С, (Ti, Nb, Mo, W) С.

Карбиды Afe23С6 получаются при температурах 750—950 °С после термической обработки или в процессе эксплуатации. Оии преимущест­венно располагаются по границам зерен, но иногда наблюдаются вдоль линий двойняков и на дефектах упаковки. При наличии в сплаве мо­либдена н вольфрама этн карбнды отвечают составу Cr2I (MolW)sCe.

Карбиды типа AfeeC выделяются при более высоких температурах: 850—1000°С. Они чаще встречаются в сплавах с повышенным содержа­нием тугоплавких металлов, выделяются главным образом по грани­цам зерен совместно с карбидами Me23С6 и имеют формулу типа (Ni, Со)гШ4С, (Ni, Со) з>5 (W, Сг)2,5С и др. Их состав может меняться от Afe3C до Alel3C.

Карбидные фазы типа Afe23Ce и Afe6C по границам зерен образуют­ся в окружении пластичной у’-Фазы, что препятствует охрупчиванию сплавов и повышает сопротивление зериограничному проскальзыванию.

Бориды — твердые тугоплавкие частицы типа Me3B2 (например, (Моо, з1Т1о,1зСг0,44)зВ2), наблюдаются только по границам зерен и могут расти от границы в глубь зер­на. Располагаясь в местах сочленения решеток разной ори­ентации, увеличивают сопротивление деформации ползу­чести.

В последнее время предложены новые литейные сплавы с низким содержанием углерода (0,002 % С) и повышен­ным (до 0,1—0,2 %) содержанием бора, так называемые сплавы ВС, которые имеют хорошую жидкотекучесть и низкий уровень пористости. Эти сплавы предназначаются для работы при температурах 800—950 °С. В их структуре почти отсутствуют карбиды типа MeC, но имеются первич­ные бориды, которые более стабильны при высоких тем­пературах и не способствуют образованию охрупчивающих т. п. у.-фаз.

3. Промышленные жаропрочные сплавы на никелевой основе

Применяемые никелевые сплавы подразделяют на дефор­мируемые и литые. Принципы легирования и упрочнения этих сплавов одинаковы, но при создании деформируемых сплавов необходимо обеспечить сплавам достаточную тех­нологическую пластичность при обработке давлением, в том числе при температурах 700—800 °С, а литые сплавы должны иметь удовлетворительные литейные свойства (жидкотекучесть, пористость). В связи с этим в литейных сплавах допускается более высокое содержание углерода, бора и требуется более строгий контроль по количеству легкоплавких примесей.

329

С ростом температур эксплуатации значение межзерен – ного разрушения жаропрочных сплавов возрастает. При-

21—979 менение сплавов, полученных направленной кристаллиза­цией (HK), позволяет резко уменьшить роли границ зерен в разрушении, так как после направленной кристаллизации границы зерен располагаются в основном параллельно приложенному усилию, а границы, перпендикулярные на­правлению деформации, отсутствуют. Еще более высокие характеристики жаропрочности показывают сплавы, име­ющие монокристаллическую структуру, т. е. когда деталь выращивается из одного цент­ра кристаллизации (затравки) и не имеет болыпеугловых гра­ниц зерен. Следует понимать, что монокристаллическая структура сложнолегирован – ных жаропрочных сплавов не соответствует представлениям о монокристаллах чистых ме­таллов, имеющих одну кри­сталлическую решетку. В жа­ропрочных сплавах, закри­сталлизованных из одного центра, имеются различ­ные фазы: у-фаза, карбиды, у’-фаза и, следовательно, межфазные границы. Однако в них отсутствуют границы зерен, что сильно повышает жаропрочность (рис. 196).

Получение сплавов направленной кристаллизации или с монокристаллической структурой заключается в прове­дении контролируемой кристаллизации из жидкого состо­яния, когда поверхность раздела между расплавом и твер­дой фазой поддерживается плоской и перпендикулярной к желательному направлению кристаллизации. Это воз­можно получить, кодаг по всему сечению детали тепловой поток распространяется параллельно направлению роста.

Таким образом, в настоящее время применяют жаро­прочные сплавы, полученные равноосной кристаллизацией, направленной кристаллизацией и с монокристаллической структурой.

Отметим, что последние два технологических процесса значительно повышают стоимость деталей; их применяют только в особо ответственных случаях. Состав и свойства деформируемых сплавов на никелевой основе регламен­тирует ГОСТ 5632—72.

Рис. 196. Кривые ползучести при 980 0C и С=206 МПа сплава на ни­келевой основе после обычной (/), направленной (2) и монокристаль­ной (3) технологии кристаллизации <М. Мак-Лии, Ф. Шуберт)

В технической литературе представлено большое коли­чество жаропрочных никелевых сплавов, что свидетельст­вует об их интенсивной разработке. В зависимости от кон­кретных условий эксплуатации деталей необходимо диф­ференцированно подходить к выбору таких сплавов. В табл. 40 приведены составы и свойства некоторых жаро­прочных сплавов на никелевой основе, применяемых в СССР. Аналогичные или близкие по составу сплавы ис­пользуют и за рубежом.

Термическая обработка сплавов на никелевой основе заключается в закалке (иногда двойной закалке от разных температур) и старении, которые проводят в одну или две стадии: низко – и высокотемпературные.

Цель такой сложной термической обработки — обеспе­чить наиболее оптимальное сочетание количества и мор­фологии упрочняющих фаз в сплавах и, следовательно, благоприятное сочетание характеристик жаропрочности и пластичности.

Для деформируемых сплавов первую закалку проводят с целью гомогенизации структуры, растворения у’-фазы и карбидных фаз. Чем легированнее сплав, чем больше в сплаве упрочняющей у’-фазы, тем выше температура за­калки. Так, сплавы ХН77ТЮР (ЭИ437Б), нимоник 80 (в которых содержится около 10 % у’-фазы) закаливают от 1080 0C, а сплавы ХН55ВМТКЮ (ЭИ929), нимоник 110,115 (35—45 % у’-фазы)—от 1200°С. После такой обработки сплав состоит в основном из у-матрицы, первичных карби­дов MeС и в сложнолегированных сплавах небольшого ко­личества у’-фазы, которая образуется в процессе охлажде­ния на воздухе.

Вторую закалку проводят от 1040—IlOO0C. В результа­те происходит повторное растворение у’-фазы и ее выделе­ние при охлаждении в более дисперсном виде, но главная цель этой обработки — образование выделений карбидных фаз благоприятных типов и морфологии, в частности стрем­ление избежать образования сплошной пленки карбидов типа Me2зС6 по границам зерен и добиться образования зер­нистых карбидов типа MeС или Me-jC3.

Старение при повышенных температурах (обычно выше рабочих температур) проводят для выделения у’-фазы и стабилизации структуры сплава, а окончательное низко­температурное старение для дополнительного выделения у’-фазы в мелкодисперсном виде.

331

Литейиые сплавы также можио подвергать высокотем­пературной закалке, которая гомогенизирует их структуру и способствует более равномерному выделению упрочняю­щих фаз. Старение этих сплавов чаще проводят в одну, вы­сокотемпературную стадию, так как литейные сплавы обыч-

21*

Таблица 40. Состав и одл некоторых сплавов на никелевой основе

Содержание основных легирующих элемеи

Марка сплава

С

Cr

Tl

Al

Mo

Деформируемые

ХН77ТЮР (ЭИ437Б)

<0,07

19—22

2,4—2,8

0,6—1,0

ХН62ВМКЮ (ЭП867)

<0,1

8,5—10

4,2—4,9

9,0—11,5

ХН60ВМТКЮ (ЭИ929)

<0,12

9,0—12,0

1,4—2,0

3,6—4,5

4,0—6,0

Литейные нике

Жсз

0,11 —

14,0—

1,6—2,3

1,6-2,2

3,0—4,0

0,16

18,0

ЖС6К

0,13—

10,5—

2,5-3,0

5,0—6,0

3,5—4,5

0,2

12,5

ЖСбК(н. к)

0,13—

10,5—

2,5—3,0

5,0—6,0

3,5—4,5

0,2

12,5

ВЖЛ12У

0,14—

8,5—

5,0—5,7

4,2-4,7

2,7—3,4

0,20

10,5

Примечание: в — вода; вз — воздух; и. к — направленная кристаллизация.

Но работают при более высоких температурах. Иногда эти сплавы используют непосредственно в литом состоянии, причем старение происходит в процессе эксплуатации.

Следует указать на необходимость применять при тер­мической обработке меры для предотвращения вредного влияния окислительной среды и «выгорания» легирующих элементов из поверхностных слоев. Это достигается приме­нением защитных атмосфер или специальных обмазок.

Поскольку детали из жаропрочных сплавов на никеле­вой основе очень часто используются с защитными покры-

TOB, %

Режим термической обработки

‘исп’

°с

Адл – МПа’ за время испытания, ч

W

Другие

Закалка

Старение (охлаждение иа воздухе)

IO2

10»

IO1

Никелевые сплавы

<0,01 В

10800C,

700°с+750°С,

650

610

400

8 ч (вз)

16 ч

700

420

360

800

260

180

4,3—6,0

4—6 Со

1200 0C,

9500C, 8 ч

700

620

400

<0,02 В

4 ч (вз)

800

500

300

180

850

350

200

900

200

100

950

120

1000

50

_

4,5—6,0

12—16 Со

1220 0C,

850°С, 8 ч

700

850

600

500

<0,02 В

2 ч (вз) +

800

400

350

270

+ 1050 0C,

850

300

200

120

4 ч (вз)

900

220

150

90

950

100

Левые сплавы

4,5—6,5

____

1200°С,

9500C1 16 ч

800

300

__

4 ч (вз)

900

100

4,5—5,5

4-5 Со

1200—

950 0C, 16 ч

800

520

1220 0C,

900

320

180.

__

4 ч (вз)

950

210

150

1000

100

60

4,5—5,5

4—5 Со

1200—

950°С, 16 ч

950

255

12200C,

1000

190

__

1,0—1,8

4 ч (вз)

1050

120

12—15 Со

1220±10°С,

9500C1 16 ч

800

520

0,5—1,0 V

4 ч (вз)

900

320

<0,015 В

1000

160

1050

90

Тиями (например, алитирование, хромалитирование и др.), то следует учитывать возможные изменения структуры и свойств сплавов при технологических нагревах и охлажде­ниях в процессе их нанесения.

4. Дисперсноупрочненные сплавы

Для работы при предельно высоких температурах (до 1200—1300 0C) никелевые сплавы, упрочняемые прн старении, не могут применяться вследствие разупрочнения и потери жаропрочности. Для этих целей

Разработаны композитные сплавы, полученные методами порошковой металлургии, в которых упрочнение обеспечивается высокодисперсиыми частицами тугоплавких соединений. Эти сплавы называются дисперс- ноупрочненными. Не следует путать терминологию: стареющие сплавы называются в литературе дисперсиоиноупрочненными, а компо­зиционные — дисперсноупрочиенными.

Матрица этих сплавов обычно представляет собой нелегированиый никель или однородный у-твердый раствор на никелевой основе: Ni+ +20 % Cr, Ni+15 % Mo, Ni+20 % Cr+Mo. В качестве упрочняющих час­тиц используют тугоплавкие окислы тория, гафиня или циркония. При­менение окислов титана или алюминия ие дало положительных резуль­татов вследствие сильного снижения жаростойкости сплавов. Также ие удается использовать для упрочнения тугоплавкие карбиды и нитриды вследствие высокой растворимости углерода и азота в никеле (0,3—0,4 % при 1200°С), тогда как растворимость кислорода при 12000C состав­ляет 0,01 %.

Наибольшей стабильностью в никеле обладает двуокись тория, ко­торая является упрочняющей фазой в дисперсиоупрочненных сплавах ВДУ-1. В сплаве ВДУ-2 использована двуокись гафния. Объемное со – N держание упрочняющих фаз в этих сплавах составляет 2—3 %¦ Сплав ВДУ-3 имеет матрицу из иихрома (Ni+20 %Сг) и упрочняется части­цами окиси тория.

Диаметр частиц, мкм. Число частиц в 1 см3 . Межфазная поверх­ность, м2/см3

В зарубежной литературе сплавы, аналогичные ВДУ-1 и ВДУ-3, называют соответственно ТД-никель и ТД-нихром (табл. 41).

Таблица 41. Характеристики длительной прочности дисперсиоупрочненных и стареющих никелевых сплавов (К. И. Портной, Б. Н. Бабич)_________________________________________________

Марка сплава

*

Сдл, МПа, при температуре испытания, 0C

900

1000

1100

1200

ВДУ-1 (ТД-никель) ВДУ-2

ВДУ-3 (ТД-иихром) ЖС6К (литой) ЭИ929 (деформируе­мый)

150/140 105/95

320/170 220/150

125/120 90/80 90/— 150/70 95/50

105/100 75/65 75/— 50/20

75/65

55/40.

65/—

* В числителе Ciqq, в знаменателе Ciqqqq

Максимальные характеристики жаропрочности этих сплавов обес­печиваются при размере частиц 0,01—0,05 мкм (в стареющих сплавах размеры упрочняющих интерметаллидных фаз 0,2—0,3 мкм), средних расстояниях между частицами 0,1—0,5 мкм и объемной доле частиц до 5-10%.

Микрогетерогенность строения этих сплавов очень высока и может быть показана следующими данными (А. Т. Туманов и др.) для спла­ва, содержащего 3 % частиц:

0,01 0,05 0,1

3,6

1,8

5,7-IO1′ 4,6-10" 5,7- IO13

18,0

Наиболее важным в технологии получения этих сплавов считается создание равномерного распределения ультра – стойких частиц окислов, что достигается специфическими технологическими приемами приготовления исходных по – б>МПа рошков и методами порошко­вой металлургии. Для получе­ния порошков применяют ме­тод химического осаждения из водных растворов солей с по­следующим разложением осад­ка и селективным восстановле­нием никеля в водороде.

При комнатной и умерен­ных температурах дисперсно – упрочненные сплавы уступают стареющим жаропрочным сплавам, но при температурах выше IlOO0C их жаропроч­ность более высокая (рис. 197).

Считается, что перспективы улучшения сплавов этого типа заклю­чаются в сочетании принципов дисперсного упрочнения окислами и дисперсионного упрочнения при старении.

В этом случае до температуры 800—900 0C уровень жаропрочности определяется главным образом упрочнением вследствие старения нике­левого аустенита с выделением интерметаллидных фаз типа у’-фазы Ni3(Al, Ti), а при более высоких температурах — тугоплавкими окис­лами.

-5. Жаропрочные сплавы на основе кобальта

Жаропрочные сплавы на основе кобальта имеют более низ­кие характеристики жаропрочности по сравнению со спла­вами на основе никеля. Уровень жаропрочности кобальто’ вых сплавов связан с упрочнением твердого раствора при легировании и с выделением упрочняющих фаз.

Кобальтовые сплавы вследствие специфики механизма упрочнения содержат повышенное количество углерода, обычно от 0,25 до 1 % С. ,

Рис. 197. Зависимость времени до разрушения т от напряжения а для дисперсиоупрочиениых (/) и стареющих (2) сплавов иа никеле­вой основе при 1100 0C (К. И. Порт­ной, Б. Н. Бабич)

Преимуществом сплавов на основе кобальта является их хорошая коррозионная стойкость при повышенных тем­пературах, например в продуктах сгорания топлива, содер­жащего серу, они характеризуются высокой стабиль­ностью структуры при длительных сроках службы под нагружением и, следовательно, имеют более пологий ход кри­вых зависимости прочностных свойств от температуры и времени выдержки; кобальтовые сплавы имеют более вы-, сокую теплопроводность и меньший коэффициент термиче­ского расширения, чем никелевые жаропрочные сплавы. Поэтому кобальтовые сплавы более подходят для изготов­ления деталей, предназначенных для длительной работы в коррозионной среде, в условиях термической усталости и имеющих сравнительно крупные размеры (например, соп­ловые и рабочие лопатки мощных газовых турбин).

Доступность разных металлов в различных странах неодинакова,, поэтому применение жаропрочных сплавов на основе кобальта более распространено в зарубежных странах, особенно в США, чем в СССР. Например, в США применяют деформируемый сплав S-816 (0,34— 0,42% С, 19—21,% Cr, 3,5—5,5% Mo, 3,5-5,0 % W, 20 %№, 4,0— 5,0 %Nb), который имеет a®^=108 МПа, a? ооо=70 МПа. В случае применения этого сплава в литейном варианте в нем несколько увели­чивается содержание углерода (до 0,44 % С) и дополнительно вводит­ся бор (до 0,1 % В). Длительная прочность aj^=210 МПа, о®^= = 150 МПа, а при температуре 9800C Ct100= 100 МПа, о1000 = 55 МПа,

В кобальтовых сплавах могут образовываться следую­щие фазы: аустенитная у-матрица с г. ц. к. структурой, карбиды, бориды, карбонитриды и т. п. у.-фазы (топологи­чески плотноупакованные фазы (о, jx, фазы Лавеса). Интерметаллидная у’-фаза в них не выделяется. При тща­тельном контроле состава образования т. п. у.-фаз, оказы­вающих отрицательное влияние на жаропрочность и плас­тичность, можно избежать, следовательно, жаропрочные кобальтовые сплавы будут состоять из у-твердого раствора и упрочняющих карбидных и карбонитридных фаз.

Кобальт образует неорганические растворы с никелем, железом и благородными металлами (Pt, Ir, Pd, Rh) и ог­раниченные растворы с широкой областью гомогенности с марганцем [70 % (ат)], тугоплавкими металлами (Cr, W, Mo, V, Та), а также Ti, Al, Nb, Zr.

Высокую растворимость имеют также бор (до 1 % при 1000°С) и углерод (0,3—0,4 % при IlOO0C).

Благородные металлы дорого стоят и дефицитны; марга­нец и железо отрицательно влияют на жаропрочность и жаростойкость сплавов на основе кобальта и легирование этими элементами не применяется. Поэтому основным иа элементов, стабилизирующим г. ц. к. структуру, в сплавах кобальта является никель. Содержание никеля в жаро­прочных кобальтовых сплавах обычно составляет^ 10—30 %. Важное, значение в этих сплавах имеет хром, который обес­печивает высокую коррозионную стойкость и положительно

Влияет на их жаропрочность. Содержание хрома в дефор­мируемых сплавах обычно составляет 18—20%, а в литых сплавах 23—28 %, что значительно выше, чем допустимо в сплавах на никелевой основе. Кроме того, в сплавы вводят до 10 7о W или Mo и W (суммарно), а также Nb, Ti, V. Мо­либден и вольфрам являются одновременно упрочнителями твердого раствора и частично входят в карбидные фазы, а Nb, Ti, V в основном присутствуют в карбидах. В кобаль­товых сплавах обычно образуются карбиды типов MeC, Me6С, Me7Cs, Me23C6.

XXVII