Влияние термической обработки на фазовый состав, структуру, твердость и электропроводность никелевого жаропрочного сплава ВЖЛ14Н-ВИ

Введение

В настоящее время для получения жаропрочных корпусных деталей авиационных двигателей разработано и успешно применяется большое количество различных литейных никелевых жаропрочных сплавов (суперсплавов) [1; 2]. В отечественном авиастроении для крупногабаритного корпусного литья, используемого в конструктивных элементах камер сгорания, часто применяют сплав ВЖЛ14Н-ВИ (ОСТ 1 90126–85; основа – Ni; до 0,08 % C¹; до 20,0 % Cr; до 5,0 % Mo; до 1,5 % Al; до 2,9 % Ti; до 2,8 % Ni; до 10 % Fe), содержащий в качестве основных легирующих компонентов хром и железо. Сплав не имеет зарубежных аналогов. По составу ему в большей степени соответствуют сплавы Inconel 718 (ASTMNi B670) и Inconel 718Plus (UNS N07818). Все они относятся к сплавам второго поколения, содержащим в своем составе значительное количество хрома, часто кобальта, а также тугоплавких элементов типа вольфрама, молибдена, ниобия и отличаются значительным содержанием фазы γ′ (гранецентрированная кубическая упорядоченная Ni₃(Al,Ti)) [1; 3; 4]. Основным требованием для корпусных элементов камер сгорания, работающих при относительно невысоких температурах 500 – 900 ℃ и давлении до 45 атм, является высокая прочность, сочетающаяся с хорошей пластичностью во всем интервале температур [5]. Это достигается за счет комплексного легирования железоникелевого сплава упрочняющими и карбидообразующими элементами. Хром входит в состав твердого раствора на основе никеля, упрочняя его, но в то же время он входит и в состав карбидов, значительно повышая устойчивость сплава на основе никеля и железа к окислению при температурах эксплуатации [4 – 6]. Алюминий и титан способствуют формированию фазы γ′ и упрочнению сплава в процессе термической обработки. Молибден, вольфрам и ниобий добавляются в качестве карбидообразующих элементов, отвечающих за формирование мелкодисперсных карбидов, повышающих жаропрочность сплава. Они также упрочняют твердый раствор, а ниобий, кроме того, участвует в формировании упрочняющих частиц в твердом растворе на основе никеля, несколько снижая технологичность сплава за счет уменьшения свариваемости и обрабатываемости отливок [7; 8]. Добавки железа снижают стоимость сплава (за счет дешевизны железа по сравнению с никелем), заменяя собой часть никеля. При умеренном содержании железа, как в сплаве ВЖЛ14Н-ВИ, его длительная прочность при температурах эксплуатации элементов камеры сгорания остается на приемлемом уровне.

Эксплуатационные свойства отливок из сплава ВЖЛ14Н-ВИ сильно зависят от количества легирующих компонентов и формируемых ими карбидных и упрочняющих фаз, а также от распределения их в структуре сплава. Если влияние отдельных легирующих элементов и структурных составляющих на эксплуатационные свойства сплава ВЖЛ14Н-ВИ хорошо изучено [1 – 5], то влияние условий формирования структуры и фазового состава отливки на ее механические свойства изучено недостаточно, что часто приводит к отклонению свойств сплава от ожидаемых показателей [9; 10]. При этом важно формирование как литой структуры, так и структуры после термической обработки [1; 10; 11]. Эксплуатационные свойства литых деталей определяются сочетанием размера зерна и структуры металла. Упрочнение сплава типа ВЖЛ14Н-ВИ в основном определяется формированием в матричной фазе γ упрочняющих частиц γ′, которые более термически стабильны по сравнению с γ″ (объемно-центрированная тетрагональная упорядоченная Ni₃Nb), образующимися в других жаропрочных никелевых сплавах. Кроме того, на упрочнение сплава оказывает влияние выделение частиц фаз δ (орторомбическая Ni₃Nb), η (гексагональная Ni₃Ti), σ (гексагональная CrFeMoNi, CrMoNi, (Cr, Mo)₃Ni) и карбидов MeC, Me₂₃C₆, Me₆C (Me₇C₃ практически не встречаются), имеющих гранецентрированную кубическую решетку и ограничивающих рост зерна сплава [11 – 14]. Комбинируя эти фазы за счет подбора режимов термической обработки, можно в достаточно широком интервале менять механические свойства литой детали.

В настоящей работе изучалось влияние режимов термической обработки образцов, отлитых в оболочковые керамические формы на макро- и микроструктуру, фазовый состав и твердость сплава ВЖЛ14Н-ВИ с целью выявления их влияния на упрочнение.

Материалы и методика исследования

Исследуемые образцы вырезались из отливок, имею­щих форму плиты размером 100×100×10 мм. Отливки получали в огнеупорных оболочковых формах по технологии литья по выплавляемым моделям. В качестве наполнителя суспензии и обсыпки использовали плавленый кварц различной фракции производства ДИНУР (Первоуральск, Россия). Для приготовления огнеупорной суспензии применялись связующие Ultracast One+ и Ultracast Prime (ООО «Технопарк», Москва, Россия). В качестве шихты использовали готовый сплав ВЖЛ14Н-ВИ производства ВИАМ (Москва, Россия). Плавка и разливка сплава осуществлялась на вакуумной индукционной плавильно-разливочной установке ВАКЭТО (Москва, Россия) в муллитокорундоциркониевом тигле производства ЭЛЕМЕТ (Элекрогорск, Россия). Из полученных отливок вырезались образцы размером 4×9×56 мм. Образцы сплава термообрабатывали в муфельной печи на воздухе при температуре 1070, 1120, 1170 ℃. Длительность высокотемпературной обработки составляла от 1 до 4 ч с шагом в 1 ч. Закалка образцов проводилась путем обдува воздухом. Для старения использовали образцы, закаленные после 4 ч высокотемпературной выдержки. Старение образцов изучалось при трех температурных режимах, состоящих в выдержке при 610, 700 и 810 ± 10 ℃ в течение 2 – 14 ч.

Микроструктура сплава изучалась на сканирующем электронном микроскопе TESCAN VEGA 3 SBH с приставкой энергодисперсионного микроанализа Oxford и на оптическом микроскопе Carl Zeiss Axio Observer. D1m. Для выявления зеренной структуры сплава металлографические шлифы подвергались травлению в реактиве Марбле (20 г Cu₂SO₄, 100 мл соляной кислоты, 100 мл этилового спирта) [15]. Для выявления микроструктуры сплава также применяли травление смесью кислот (30 мл азотной кислоты, 0,5 мл соляной кислоты, 70 мл уксусной кислоты) [16]. Фазы, присутствующие в микроструктуре образца, идентифицировали с помощью микрорентгеноспектрального анализа, опираясь на описанные в литературе сведения о возможных соединениях в жаропрочных никелевых сплавах [14; 17] и результатах расчета фазового состава.

Электропроводность сплавов измеряли с помощью бесконтактного вихретокового кондуктометра ВЭ-27НЦ3 («Сигма», Россия) с пределами измерения 0,5 – 2,5 МСм/м.

Твердость по Виккерсу (HV 10) определяли на универсальном твердомере NEMESIS 9001 фирмы INNOVATEST при нагрузке 10 кгс. Длительность нагружения составляла 12 с.

Равновесный фазовый состав сплава ВЖЛ14Н-ВИ при температурах от 20 до 1600 °С рассчитывали с помощью программы Thermo-Calc, используя термодинамическую базу TCS Ni-based Superalloys Database TCNI8.

Результаты работы и их обсуждение

Для более точной идентификации фаз был произведен расчет фазового состава сплава ВЖЛ14Н-ВИ при температурах от 20 до 1600 °С с использованием программного обеспечения Thermo-Calc. Результаты расчета равновесного фазового состава по среднему содержанию для сплава ВЖЛ14Н-ВИ в соответствии с ОСТ 1 90126–85 представлены на рис. 1.

Видно, что от температуры равновесного солидуса (около 1280 ℃) до температуры 1050 ℃ сплав практически однофазный и состоит из фазы γ. Ниже 1050 ℃ появляется основная упрочняющая фаза для этого сплава γ′ [18], а при температуре примерно 980 ℃ начинается выпадение фазы σ, которая наиболее часто наблюдается в жаропрочных никелевых сплавах с добавлением железа и обычно выглядит как глобулы неправильной формы. С дальнейшим уменьшением температуры количество γ′ и σ постепенно возрастает, а при температуре примерно 850 ℃ в структуре начинают появляться карбидные включения Me₂₃C₆, где Мe – в основном хром, а также железо и молибден. При температуре около 600 ℃ равновесное содержание γ′ и σ фаз достигает своего максимума. При снижении температуры ниже 600 ℃ в равновесной структуре будут присутствовать нежелательные частицы, имеющие решетку твердого раствора на основе хрома. Фаза σ ниже 500 ℃ полностью исчезает и в структуре появляются другие нежелательные фазы, а равновесное количество γ и γ′ фаз существенно снижается ниже 400 ℃. Таким образом, в области рабочих температур литых деталей камеры сгорания авиационного газотурбинного двигателя из сплава ВЖЛ14Н-ВИ (750 – 950 °С) [19] равновесный фазовый состав сплава представляет собой γ фазу, в которой диспергированы частицы γ′ и σ фаз, причем γ′ фаза преобладает. Также в структуре присутствует небольшое количество карбидных частиц, представленных в основном карбидами Me₂₃C₆, но могут встречаться и карбиды MeC.

Литая структура сплава ВЖЛ14Н-ВИ, полученная литьем в оболочковую керамическую форму, представлена на рис. 2, а. Структура литого сплава представляет собой матрицу, состоящую из твердого раствора на основе никеля (γ), в которой диспергированы мелкие выделения карбидов, содержащих в своем составе, кроме углерода, ниобий, титан и значительное количество молибдена (рис. 2, б). В соответствии с расчетным количеством фаз в структуре сплава (рис. 1) эти карбиды начали выпадать непосредственно из жидкости. В процессе термической обработки при температуре ниже 850 ℃ они должны превратиться в карбиды типа Me₂₃C₆.

На рис. 3 представлена микроструктура сплава ВЖЛ14Н-ВИ после термической обработки по режиму, предложенному в ОСТ 1 90126–85 для этого сплава, включающему отжиг при температуре 1120 ± 10 ℃ в течение 3 ч с последующим охлаждением на воздухе и старением при температуре 700 ± 10 ℃ в течение 16 ч с последующим охлаждением на воздухе.

Из рис. 3, а видно, что в результате термической обработки уменьшилась дендритная ликвация элементов, хотя полного выравнивания химического состава не произошло. Несмотря на то, что по результатам термодинамических расчетов карбиды ниобия и титана должны претерпевать превращение при высокотемпературном отжиге, а вместо них в процессе старения должны сформироваться ультрадисперсные выделения карбидов хрома типа Me₂₃C₆, карбиды ниобия и титана наблюдались в структуре сплава и после термической обработки. Также в составе некоторых частиц карбидов было замечено повышенное содержание азота, что, скорее всего, также препятствует растворению таких частиц.

Известно, что в соответствии с эффектом Холла-Петча размер зерна поликристаллических отливок из никелевых сплавов сильно влияет на их механические свойства [20]. Было изучено влияние различных режимов высокотемпературной термической обработки на размер зерна сплава. На рис. 4, а показана макроструктура образцов, затвердевших в одинаковых условиях теплоотвода, в литом состоянии и после термической обработки. Можно наблюдать увеличение размеров зерна сплава в процессе отжига. На рис. 4, б показано влияние времени высокотемпературной термической обработки на количество зерен на единицу поверхности шлифа. За 4 ч в процессе отжига количество зерен в 1 см² площади шлифа снизилось примерно в 2,6 раза независимо от температуры отжига. Таким образом, размер зерна сплава после высокотемпературного отжига значительно увеличивается, что является негативным фактором, снижающим механические свойства литых деталей. Поэтому чрезмерное увеличение времени высокотемпературного отжига нежелательно. Изменение температуры отжига в пределах изучаемого диапазона 1070 – 1170 ℃ практически не влияет на размер зерна сплава (рис. 4, б).

На рис. 5 показано влияние процесса термообработки на твердость и электропроводность образцов сплава ВЖЛ14Н-ВИ. Видно, что температура высокотемпературного отжига в рассмотренных пределах весьма слабо влияет на твердость (рис. 5, а) образцов после закалки. В процессе высокотемпературного отжига твердость сплава быстро падает от 336 до ~280 HV для всех использованных температур. Еще меньше влияние высокотемпературного отжига на электропроводность сплава (рис. 5, б). Можно считать, что электропроводность сплава в ходе отжига остается неизменной. Здесь, однако, необходимо отметить, что применяемый в работе метод определения электропроводности весьма грубый и при таких малых различиях в измеряемых значениях электропроводности, которые демонстрирует сплав ВЖЛ14Н-ВИ, погрешность измерений слишком велика. Возможно, что при применении более точных методов определения электропровод­ности ее изменение можно будет обнаружить.

Гораздо сильнее, чем температура отжига под закалку, на твердость сплава влияют температура и длительность искусственного старения (рис. 6). Наибольшее увеличение твердости сплава наблюдается при максимальной температуре старения 810 ℃. При этой температуре твердость сплава уже через 2 ч старения достигает практически максимального значения в районе 370 HV. При этом более низкая температура старения не приводит к столь значительному упрочнению сплава. Наихудшие показатели наблюдались при температуре старения 610 ℃, при этом твердость сплава возрастала в течение всего времени старения, что говорит о незавершенности процесса распада пересыщенного твердого раствора. Очевидно, что эта температура недостаточна для проведения искусственного старения на максимальную прочность. Промежуточный результат по твердости сплава был получен в результате старения при 700 ℃. Максимальное упрочнение, достигаемое при температуре старения 810 ℃, практически не зависит от температуры отжига на твердый раствор (рис. 6, г), показывая неизменный результат.

Косвенно о полноте распада пересыщенного γ твердого раствора можно судить на основании изменения электропроводности сплава [19]. Для сплава ВЖЛ14Н-ВИ наблюдается слабая зависимость электропроводности сплава от температуры и времени старения (рис. 7). Однако, если электропроводность сплавов при температуре старения 610 и 700 ℃ практически не отличается, то при 810 ℃ имеется значимое отличие, выходящее за доверительный интервал измерений. Электропроводность образцов, подвергшихся старению при 810 ℃, выше, чем у образцов, состаренных при 610 и 700 ℃. Очевидно, что в процессе старения при 810 ℃ интенсивность распада γ твердого раствора выше. В то же время, электропроводность сплавов, подвергнутых высокотемпературному отжигу на твердый раствор при разных температурах, в процессе старения отличается незначительно (рис. 7, г).

Таким образом, наибольшего упрочнения достигают образцы сплава ВЖЛ14Н-ВИ, отожженные при температуре 1170 ℃ в течение 4 ч и подвергшиеся искусственному старению при температуре 810 ℃ в течение 10 – 14 ч. Предложенный режим термообработки несколько отличается от применяемого сейчас по ОСТ 1 90126–85 и дает небольшой прирост твердости на 10 – 20 HV для сплава ВЖЛ14Н-ВИ. Он может быть интересен при термической обработке отливок деталей, работающих при температурах выше 800 ℃.

Выводы

Литая структура сплава ВЖЛ14Н-ВИ представляет собой преимущественно γ твердый раствор с включениями карбидных частиц (Nb, Ti, Mo)C.

В процессе термической обработки сплава, состоящей из высокотемпературного отжига на твердый раствор с последующим искусственным старением, заметно снижается дендритная ликвация легирующих элементов в γ твердом растворе. Морфология карбидов ниобия и молибдена, обнаруженных в структуре в результате микрорентгеноспектрального анализа, не изменяется.

Путем термодинамических расчетов установлено, что старение при температуре ниже 600 ℃ может привести к образованию нежелательных фаз в структуре сплава, а выше 850 ℃ к уменьшению количества упрочняющих частиц γ′ и σ фаз и отсутствию возможности выпадения карбидов типа Me₂₃C₆.

Установлено, что наибольшее упрочнение наблюдается в сплавах, состаренных при температуре 810 ℃. При этом обеспечивается наиболее полный распад пересыщенного γ твердого раствора. В то же время температура отжига на твердый раствор в исследованном диапазоне 1070 – 1170 ℃ значительно меньше влияет на упрочнение сплава, чем температура старения. Максимальная твердость при старении достигается уже через 4 – 6 ч и сохраняется практически неизменной до 10 – 14 ч.