УДК
669.245
DOI
10.18577/2307-6046-2023-0-12-3-18
версия в формате pdf (1.24 МБ)
Цитирование
Н. В. Петрушин, Д. В. Зайцев, И. Л. Светлов, М. М. Карашаев, А. И. Епишин Механизмы ползучести в интервале температур 750−850 °С жаропрочного никелевого сплава с нулевым γ/γ′-мисфитом // Труды ВИАМ. 2023. № 12 (130). Ст. 01. URL: https://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-12-3-18.

Механизмы ползучести в интервале температур 750−850 °С жаропрочного никелевого сплава с нулевым γ/γ′-мисфитом

Н. В. Петрушин, Д. В. Зайцев, И. Л. Светлов, М. М. Карашаев, А. И. Епишин
Аннотация

C помощью компьютерного конструирования на основе гранулированного жаропрочного никелевого сплава ВЖ178П рассчитан химический состав экспериментального сплава с нулевым γ/γ′-мисфитом и высокой фазовой стабильностью для дисков газовых турбин. После равноосной кристаллизации и последующей термической обработки микроструктура сплава состоит из γ-фазы, упрочненной сферическими частицами γ'-фазы размером ~0,2 мкм. После испытаний на ползучесть (при 750 °С, σ = 650 МПа, τ = 99 ч и при 850 °С, σ = 300 МПа, τ = 705 ч) исследована микроструктура и проанализированы механизмы ползучести сплава. Следов образования топологически плотноупакованных фаз в сплаве не обнаружено.

Ключевые слова
жаропрочные никелевые сплавы, компьютерное конструирование, фазовая стабильность, γ′-фаза, ползучесть, длительная прочность, деформационные дефекты структуры, микросегрегация легирующих элементов, механизмы ползучести

Введение

Деформируемые жаропрочные сплавы на никелевой основе используют для производства дисков турбин высокого давления авиационных газотурбинных двигателей. В отличие от сплавов для лопаток турбин высокого давления, длительно работающих при температурах >1000 °С, дисковые сплавы имеют рабочие температуры в интервале 650–800 °С. Для обеспечения необходимого ресурса газотурбинных двигателей дисковые жаропрочные никелевые сплавы (ЖНС) должны обладать повышенной конструкционной прочностью в интервале рабочих температур [1–3].

Для надежной эксплуатации деталей горячего тракта газотурбинного двигателя, изготовленных из деформируемых ЖНС, необходимо подробно исследовать эволюцию микроструктуры и определить вероятные механизмы пластической деформации в процессе ползучести, так как они могут различаться. Причина заключается в увеличении диффузионной подвижности атомов легирующих элементов с повышением температуры, растворении упрочняющих частиц γ′-фазы и температурном изменении энергии дефектов упаковки (ДУ) [4, 5].

Опубликованы работы, в которых анализируются взаимодействия атомов легирующих элементов с дефектами структуры в ЖНС [6–10]. В результате такого взаимодействия на деформационных дефектах структуры сегрегируют атомы легирующих элементов, что приводит к локальным фазовым превращениям и выделению η- и χ-фаз, а также топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз. Например, в работе [6] исследовали монокристаллы кристаллографической ориентации [001] дискового ЖНС марки ME3 после испытаний на ползучесть при температуре 760 °С под действием сжимающего напряжения 552 МПа. Обнаружено, что перерезание g¢-частиц осуществляется парами частичных дислокаций Шокли а/6<112> с образованием ДУ внедрения SESF (локальная структура D024, η-фаза), на которых наблюдали микросегрегацию элементов Co, Ta, Nb и Ti.

Микросегрегацию на ДУ подробно исследовали в работах [11, 12]. Методом атомно-зондовой томографии в отечественном дисковом гранулированном ЖНС марки ВВ751П обнаружены скопления γ-стабилизирующих элементов размером 1‒4 нм внутри частиц упрочняющей γ′-фазы [13].

В интервале рабочих температур дисковых сплавов реализуются различные механизмы ползучести в зависимости от температуры и приложенного напряжения[14–16]. При температурах <800 °С коэффициенты диффузии легирующих элементов малы, поэтому дисперсные частицы γ′-фазы термостабильны. Скорость ползучести при этих температурах контролируется перерезанием γ′-частиц дислокациями. При этом конкретный механизм перерезания определяется уровнем приложенного напряжения. При более высоких температурах, когда скорость диффузии значительно возрастает, дислокации обходят γ′-частицы путем переползания по межфазным границам γ/γ′ (переползание дислокаций).

Для понимания влияния легирования на механические характеристики и эксплуатационные свойства ЖНС важно знать структурно-фазовое состояние сплавов и химический состав фазовых составляющих [17–21]. Эти данные помогают выбрать оптимальный химический состав сплава и технологические параметры изготовления изделий, от которых зависят комплекс свойств и ресурс эксплуатируемых деталей.

Дислокационные механизмы пластической деформации дисковых ЖНС при температуре 650‒850 °С путем движения сверхструктурных дислокаций в частицах γ′-фазы с образованием антифазных границ APB, ДУ вычитания SISF, микродвойников, а также диффузионного переползания дислокациями частиц γ′-фазы рассмотрены в работе [22].

Авторы данной статьи в работе [10] наблюдали микросегрегацию на ДУ атомов легирующих элементов Cr, Со, Mo, W, образование атмосфер Сузуки и в дальнейшем выделение на ДУ пластинчатых частиц ТПУ-фазы стехиометрического состава (Co, Cr)3(Mo, W) после испытаний на ползучесть при температуре 750 °С в дисковом гранулированном ЖНС марки ВЖ178П [23], разработанном в НИЦ «Курчатовский институт» − ВИАМ (рис. 1)

 

 

Рис. 1. Топологически плотноупакованная фаза (черные пластины) в структуре сплава ВЖ178П после испытаний на ползучесть продолжительностью ~100 ч при температуре 750 °С (светлопольное ПЭМ-изображение) [10]

 

Цель данной работы заключалась в поиске в пределах технических условий на гранулированный ЖНС марки ВЖ178П концентраций легирующих элементов Al, Cr, Co, Ti, Mo, W, Nb, Ta, Hf, C и B, обеспечивающих повышение фазовой стабильности сплава для дисков газовых турбин; исследовании микроструктуры и механизмов ползучести в интервале температур 750−850 °С полученных образцов сплава усовершенствованного состава (далее – экспериментальный сплав).

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ Курчатовский институт» − ВИАМ в рамках реализации комплексной научной проблемы 2.1. «Фундаментально-ориентированные исследования» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [24].

 

Материалы и методы

Объектом исследования служили образцы экспериментального ЖНС, химический состав которого рассчитан методом компьютерного конструирования [25] в соответствии с алгоритмом, подробно изложенным в работе [26]. При этом принимали, что химический состав усовершенствованного сплава сбалансирован и, следовательно, сплав является фазово-стабильным, если выполняются условия 0 ≥ ∆Е ≥ −0,04 [27, 28] и (Мd)γ ≤ 0,93 [29], где ∆Е и (Мd)γ − параметры фазовой стабильности, характеризующие склонность ЖНС к выделению ТПУ-фаз при длительном высокотемпературном воздействии.

Методом компьютерного конструирования также рассчитаны структурно-фазовые характеристики экспериментального сплава. Результаты расчета в сравнении со значениями аналогичных характеристик сплава марки ВЖ178П приведены в табл. 1.

 

Таблица 1

Характеристики жаропрочных никелевых сплавов для дисков газотурбинных двигателей

Характеристики

Значения характеристик для сплавов

экспериментального

ВЖ178П

(расчет)

расчет

опыт

Суммарная концентрация γ′-образующих легирующих элементов Al, Ti, Ta, Nb, Hf в сплаве (Σγ′), % (по массе)

10,10

−

11,13

Суммарная концентрация γ-стабилизирующих легирующих элементов Cr, Co, Mo, W, V в сплаве (Σγ),

% (по массе)

33,0

−

33,69

Содержание g¢-фазы(Vγʹ), % (объемн.),

при температуре, °С:

20

700

800

900

1000

1100

1200

 

 

50,1

50,1

49,4

44,6

34,8

20,2

0,7

 

 

−

−

−

−

−

−

−

 

 

56,6

56,6

55,9

50,8

40,5

25,1

4,5

γ/γ′-мисфит(δ*) при температуре 20 °С, %

+0,004

−0,08

+0,17

Температура, °C:

γ′-сольвус()

солидус(TS)

ликвидус(TL)

 

1203

1259

1355

 

1190

1260

1342

 

1219

1250

1342

Плотность сплава(d), г/см3

8,34

−

8,36

Параметр фазовой стабильности, рассчитанный методом:

баланса легирования (DE)[27, 28]

New PHACOMP (Мd)γ[29]

 

‒0,036

0,927

 

−

−

 

‒0,156

0,944

* δ=(aγ−aγ′)/aγ, где aγ′иaγ– периоды кристаллических решеток γ′-фазы и γ-твердого раствора соответственно.

 

Исходя из принятых параметров фазовой стабильности ∆Е и (Мd)γ, сплав ВЖ178П склонен к дестабилизации структуры при длительном высокотемпературном воздействии, что нашло экспериментальное подтверждение в работе [10]. В экспериментальном ЖНС по сравнению со сплавом ВЖ178П снижена суммарная концентрация γ′-образующих легирующих элементов Al, Ti, Ta, Nb, Hf при приблизительно равной суммарной концентрации γ-стабилизирующих легирующих элементов Cr, Co, Mo, W, V. Незначительно уступая сплаву ВЖ178П по количеству γ′-фазы и температуре γ′-сольвус, экспериментальный сплав имеет существенное преимущество по параметрам фазовой стабильности ∆Е и (Мd)γ. Кроме того, в отличие от сплава ВЖ178П, для которого рассчитанное значение γ/γ′-мисфита равно 0,17 % при температуре 20 °С, экспериментальный сплав характеризуется значением данного параметра, приближенным к нулевому δ = 0,004 % (аγ ≈ аγ′, 20 °С). В этом случае в экспериментальном сплаве между γ-твердым раствором и микрочастицами γ′-фазы должна осуществляться когерентная связь без упругой деформации их решеток и, следовательно, морфология γ′-частиц определяется только фактором минимизации поверхностной энергии границы раздела фаз [30, 31], т. е. должна быть сферической.

Заготовки образцов длиной 70 мм и диаметром 16 мм экспериментального сплава с поликристаллической равноосной структурой получены вакуумной индукционной плавкой шихтовых материалов с последующим вакуумным переплавом полученного слитка и литьем методом равноосной кристаллизации. Далее литые заготовки образцов сплава подвергали длительному гомогенизирующему отжигу при температуре выше температуры γ′-сольвус с последующим охлаждением с высокой скоростью до комнатной температуры, затем – двухступенчатому старению, как это принято при термической обработке ЖНС для дисков газотурбинных двигателей [32].

Термически обработанные образцы с рабочей частью 25 мм и диаметром 5 мм из экспериментального сплава испытывали на испытательной машине УТС-1300 на ползучесть в соответствии с ГОСТ 3248–81 до разрыва при температуре 750 °С и напряжении 650 МПа, а также при 850 °С и 300 МПа соответственно.

Микроструктуру сплава исследовали методами сканирующей (СЭМ) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Локальный химический состав фазовых составляющих определяли методом рентгеноспектрального микроанализа в ПЭМ с применением энергодисперсионного спектрометра.

Для определения периодов кристаллических решеток γ- и γ′-фаз сплава в термически обработанном состоянии анализировали рентгеновский рефлекс 222, который записывали в Cu Kα-излучении с применением дифрактометра ДРОН-3. Расшифровка дифрактограммы, включая разделение суммарного дублета 222 (γ+γ′)-фаз на фазовые синглеты γ- и γ′-фаз, осуществлена с применением специализированной программы OUTSET при допущении, что острый пик высокой интенсивности отвечает отражению от γ′-фазы, а широкий пик с меньшей интенсивностью соответствует γ-твердому раствору [33].

Температуры γ′-сольвус, солидус и ликвидус сплава определяли на образцах после литья методом дифференциального термического анализа.

 

Результаты и обсуждение

На рис. 2 представлена микроструктура экспериментального сплава после полного цикла термической обработки – исходное состояние сплава. В отличие от гранулированного сплава ВЖ178П (рис. 1) [10], а также деформируемого ЖНС марки ВЖ175-ИД [34], в которых вторичные упрочняющие микрочастицы γ′-фазы имеют кубоидную морфологию, упрочнение исследуемого экспериментального сплава осуществляется вторичными микрочастицами γ′-фазы размером ~0,2 мкм округлой (сферической) морфологии, типичной для ЖНС с близкими к нулю значениями γ/γ′-мисфита. Третичные выделения γ′-фазы в виде наночастиц размером 10–50 нм, так же как и в сплавах ВЖ178П, ВЖ175-ИД, располагаются в прослойках матричного γ-твердого раствора. В исходной микроструктуре экспериментального сплава наблюдаются частичные дислокации и ДУ.

 

 

Рис. 2. Микроструктуры экспериментального сплава после полного цикла термической обработки: а – выделения вторичных микрочастиц и третичных наночастиц γʹ-фазы в γ-матрице (СЭМ); б – вторичные микрочастицы γʹ-фазы с дефектами упаковки и частичными дислокациями (темное поле в сверхструктурном рефлексе, ПЭМ)

На рис. 3 приведена рентгеновская дифрактограмма (222) исследуемого экспериментального сплава при температуре 20 °С, выполненная в Cu Kα-излучении.

 

 

Рис. 3. Рентгеновская дифрактограмма (222) экспериментального сплава при температуре 20 °С, выполненная в Cu Kα-излучении, и разделение суммарного (γ+γ¢)-рефлекса на синглеты γ- и γ′-фаз (γ/γ′-мисфит δ = −0,08 %)

 

Экспериментальный сплав с микрочастицами округлой формы γ′-фазы имеет небольшой отрицательный (аγ<aγʹ) мисфит, равный −0,08 % при температуре 20 °С. Следует отметить, что сфероидальные γʹ-микрочастицы в экспериментальном сплаве сформировались в процессе первой ступени старения в температурном интервале 900−1000 °С, а рентгеновское определение мисфита выполнено при температуре 20 °С. Поэтому, согласно данным работ [35−37], при повышении температуры сплава величина мисфита, отрицательная при комнатной температуре (аγ < aγʹ), вследствие большего коэффициента линейного теплового расширения γ-твердого раствора, чем γʹ-фазы, смещается в область нулевых или положительных значений. Результаты расчета температурной зависимости γ/γ′-мисфита по модели, описанной в работе [38], показали, что значение мисфита при температуре 950 °С для экспериментального сплава составляет +0,04 %, что близко к нулю.

На рис. 4 представлены кривые ползучести образцов экспериментального сплава при температуре 750 °С, напряжении 650 МПа, времени до разрушения τ = 99 ч, а также при 850 °С, 300 МПа и 705 ч. Кривые ползучести имеют типичный для ЖНС экспоненциальный характер с практически отсутствующей первой стадией [39].

 

 

Рис. 4. Кривые ползучести экспериментального сплава: 1 ‒ при температуре 750 °С и напряжении 650 МПа; 2 ‒ при 850 °С и 300 МПа

Результаты испытаний экспериментального сплава на длительную прочность проанализированы с использованием классического параметра Ларсона–Миллера:

 

P = T(20+logτ),

где Т – температура, К; τ – время до разрушения, ч [40].

 

Полученные для экспериментального сплава значения параметра Р, равные 22501 (при 750 °С, σ = 650 МПа) и 25659 (при 850 °С, σ = 300 МПа), оказались близки к значениям данных параметров литейных коррозионностойких ЖНС марок IN-738 (Р = 25300 при σ = 300 МПа), IN-792 (Р = 23000 при σ = 650 МПа и Р = 25700 при σ = 300 МПа) [41] и ВЖЛ23 (Р = 25806 при σ = 300 МПа) [42]. Для гранулированного сплава ВЖ178П значения параметра Р составляют 22400 и 24150 соответственно.

На рис. 5 приведены микроструктуры экспериментального сплава после испытаний на ползучесть при температуре 850 °С и напряжении 300 МПа продолжительностью 705 ч.

 

 

Рис. 5. Микроструктуры сплава после испытаний на ползучесть при температуре 850 °С (СЭМ): а – головка образца; б – рабочая часть образца

 

В процессе ползучести исходные сферические частицы γ′-фазы в рабочей части образца коагулируют и приобретают форму «гантелей» в результате диффузионного сращивания двух соседних частиц (рис. 5, б). Отсутствие пластинчатой γ/γ′-структуры, известной как рафт-структура [43], также свидетельствует о низкой абсолютной величине γ/γ′-мисфита при температуре испытания, поскольку для ее формирования требуется наличие значительных мисфитных напряжений. В головке образца диаметр γ′-частиц остается таким же, как и в исходном состоянии, хотя незначительное количество частиц также имеет «гантельную» морфологию (рис. 5, а). На рис. 6, а приведено при большем увеличении СЭМ-изображение микроструктуры образца экспериментального сплава после испытаний на ползучесть при температуре 850 °С. На некоторых поверхностях γ′-частиц виден топографический рельеф, напоминающий террасированные горные склоны. Такой рельеф образуется в результате диффузионного переползания частиц γ′-фазы дислокациями с векторами Бюргерса b = а/2[110]. На ПЭМ-изображении микроструктуры образца экспериментального сплава после испытаний на ползучесть при температуре 850 °С (рис. 6, б) в результате образования дифракционного контраста визуализируются аналогичные дислокации на γ/γ′-интерфейсах, некоторые из которых имеют дугообразную форму. Подобные дислокационные конфигурации типичны для случая преодоления γ′-частиц дислокациями путем переползания по γ/γ′-интерфейсу при повышенных температурах ползучести, когда диффузия атомов значительно ускоряется. Отметим, что при таких условиях испытаний следов перерезания частиц γ′-фазы путем скольжения дислокаций в сплаве не обнаружено.

 

 

 

Рис. 6. Диффузионное переползание дислокаций а/2[110] по поверхностям раздела γ/γ′-фаз в процессе ползучести сплава при температуре 850 °С: а – СЭМ-изображение частиц γ′-фазы и схема диффузионного переползания частиц γ′-фазы дислокациями; б – ПЭМ-изображение частиц γ′-фазы с дислокациями (стрелкой показаны дугообразные дислокации на
 γ/γ′-поверхности)

 

Распределение концентраций легирующих элементов в γ′- и γ-фазах экспериментального сплава в исходном состоянии и после испытаний на ползучесть (табл. 2) незначительно зависит от условий испытаний и носит общеизвестный характер [44]. Для сравнения в табл. 2 также приведены аналогичные данные для ЖНС марки ВЖ178П, полученные авторами в данной работе и дополненые результатами из работы [10].

 

Таблица 2

Распределение легирующих элементов в фазах жаропрочных никелевых сплавов

Сплав

Состояние сплава

Фаза

Концентрации легирующих элементов в фазе,

% (атомн.)

γ′-образующие

γ-стабилизирующие

Ni

Al

Ti

Cr

Co

Mo

W

Экспериментальный

После термической

обработки

γ

48

2,5

0,5

22

21

3,5

1,5

γ′

72

12

4,5

1

5

1,5

1,5

После испытаний

на ползучесть при 750 °С, σ = 650  МПа, τ = 99  ч

γ

53

2,5

1,5

19,5

19

2

1

γ′

72

10,5

5

2,5

5

0,5

1,5

ТПУ

Не обнаружена

После испытаний

на ползучесть при 850 °С, σ = 300  МПа, τ = 705 ч

γ

47,5

2

0,5

23,5

22

2

1

γ′

75

10,5

4

1

6,5

1

1,5

ТПУ

Не обнаружена

ВЖ178П

После термической

обработки

γ

40

1

−

30

24

3,5

1

γ′

75

9,5

4

1,5

7,5

0,5

0,5

После испытаний

на ползучесть при 750 °С, σ = 628 МПа, τ = 100 ч

γ

39

1

−

30

27

1

1

γ′

75

10

4,5

−

8

0,5

0,5

ТПУ

18

−

−

30

30

11

11

           

 

На рис. 7 приведены микроструктуры экспериментального сплава после испытаний на ползучесть при температуре 750 °С. В этом случае характерными дефектами структуры являются микродвойники, перерезающие частицы γ′-фазы (рис. 7, а), и дислокации с векторами Бюргерса a/2á011ñ, которые перерезают γ′-частицы и диссоциируют в объеме частиц γ′-фазы с образованием ДУ.

 

 

 

Рис. 7. Микроструктуры сплава после испытаний на ползучесть при температуре 750 °С (ПЭМ): а – микродвойники, перерезающие частицы γ′-фазы, дефекты упаковки (ДУ) в
γ′-частице; б – ДУ, частичные дислокации в γ′-частицах и схема перерезания сферической частицы двумя частичными дислокациями с образованием между ними ДУ в γ′-частице

 

Для более полного понимания механизмов ползучести проведены дополнительные исследования экспериментального сплава при температуре 750 °С, направленные на поиск сегрегаций легирующих элементов на ДУ в упрочняющей γ′-фазе или γ/γ′-интерфейсе. Действительно, как следует из рис. 8, полученная карта распределения легирующих элементов на ДУ в γ′-фазе экспериментального сплава после испытаний на ползучесть показывает наличие сегрегаций атомов таких элементов, как Cr и Co. Сегрегаций на ДУ других легирующих элементов не выявлено.

 

 

 

Рис. 8. Дефект упаковки (ДУ) в упрочняющей γ′-фазе (а) экспериментального сплава и сегрегации легирующих элементов Cr и Co на ДУ (б). STEM HAADF – сканирующая просвечивающая электронная микроскопия с использованием широкоугольного кольцевого темнопольного детектора

 

Используя полученные экспериментальные данные, можно предложить модель образования ДУ в результате перерезания частицы γ′-фазы дислокациями в процессе низкотемпературной (≤750 °С) ползучести ЖНС, представленную на рис. 9. Для пояснения кристаллографической ориентации дислокаций и ДУ изображены кубические частицы γ′-фазы, хотя в действительности в исследованном сплаве они имели сферическую морфологию.

 

 

 

Рис. 9. 3D-модель образования дефектов упаковки (ДУ) в результате перерезания частицы γ′-фазы дислокациями при низкотемпературной ползучести: а – две дислокации типа a/2<011>на межфазной границе γ/γ′; б − расщепление дислокаций a/2<011> на четыре частичные типа a/6<112> и внедрение двух из них с b = a/6[] в объем γ′-частицы. СДУ – сложный дефект упаковки

 

На первом этапе ползучести образуются ДУ в γ′-фазе. Согласно работам [5, 7, 16] этот процесс происходит следующим образом. Сначала у межфазной границы γ/γ′ встречаются две полные дислокации типа a/2á011ñ, расположенные в соседних плоскостях скольжения (111) (рис. 9, а). Далее дислокации a/6[] расщепляются на две частичные дислокации Шокли по реакции

 

 

Первая дислокация a/6[], испытывающая бóльшую силу Пича–Келлера, внедряется в γʹ-частицу, при этом за ней образуется сложный дефект упаковки (СДУ). Затем по реакции  расщепляется другая полная дислокация и образовавшаяся частичная дислокация a/6[] также внедряется в γʹ-частицу. При ее движении происходит структурное превращение СДУ Š ДУ, но между внедренными дислокациями остается СДУ (рис. 9, б). На ДУ происходит сегрегация γ-стабилизирующих легирующих элементов, таких как Co, Cr, Mo и W, − явление, известное как образование атмосферы Сузуки [45]. В работе [10] наблюдали перерезание частиц γʹ-фазы путем скольжения дислокаций в процессе ползучести ЖНС марки ВЖ178П в течение ~100 ч при температуре 750 °C и напряжении 628 МПа. Перерезание частиц γ′-фазы сопровождалось образованием ДУ с последующей сегрегацией на них атомов легирующих элементов Co, Cr, W, Mo и выделением ТПУ-фазы (Co,Cr)3(Mo,W).

Исходя из ПЭМ-изображений микроструктур (рис. 6 и 7), можно предположить, что изменение условий испытания экспериментального сплава привело к смене механизмов ползучести: дислокации преодолевают частицы g¢-фазы либо путем переползания по γ/γ′-интерфейсу при температуре ползучести 850 °С, либо путем перерезания частиц при температуре ползучести 750 °С и образования ДУ в объеме γ′-фазы.

Из анализа данных табл. 2 следует, что концентрация γ-стабилизирующих элементов Cr и Co в трех фазовых составляющих γ, γ′ и ТПУ ЖНС до и после испытаний на ползучесть приблизительно одинакова и не зависит от температуры испытания. Тогда как концентрация Ni, равная 40 % (атомн.) в γ-фазе сплава ВЖ178П, в ТПУ-фазе снижается до 18 % (атомн.). Что касается атомов Mo и W, то их концентрации в γ- и γ′-фазах невелики и колеблются в интервалах 1−3,5 и 0,5−1,5 % (атомн.) соответственно. Однако в ТПУ-фазе содержание этих элементов возрастает до 11 % (атомн.). Возникает вопрос, каким образом эти легирующие элементы достигают ДУ внутри объемов частиц γ′-фазы и образуют на них сегрегации. По мнению авторов данной статьи, транспортировка этих элементов осуществляется путем трубчатой диффузии вдоль частичных дислокаций а/6<112> на границе раздела ДУ и кристаллической решетки γ′-фазы.

 

Заключения

Методом компьютерного конструирования на основе гранулированного ЖНС марки ВЖ178П определены концентрации легирующих элементов Al, Cr, Co, Ti, Mo, W, Nb, Ta, Hf, C и B, обеспечивающие при испытании на ползучесть при температурах 750 °С (время до разрушения образца τ = 99 ч при напряжении σ = 650 МПа) и 850 °С (время до разрушения образца τ = 705 ч при напряжении σ = 300 МПа) высокую фазовую стабильность экспериментального сплава с нулевым γ/γ′-мисфитом для дисков газовых турбин.

Экспериментально показано, что в интервале температур 750−850 °С происходит смена механизмов пластической деформации в процессе ползучести экспериментального сплава. При температуре 750 °С механизм ползучести сплава осуществляется перерезанием γ'-частиц скользящими полными дислокациями a/2<011ñ с последующим их расщеплением в объеме частиц на частичные дислокации Шокли а/6<112> и образованием ДУ, на которых происходит сегрегация атомов легирующих элементов Со и Cr. При температуре ползучести 850 °С полные дислокации a/2<011> преодолевают частицы γ′-фазы путем диффузионного переползания по поверхностям раздела γ/γ′-фаз. При этой температуре испытаний в экспериментальном сплаве не обнаружены сегрегации атомов легирующих элементов на деформационных дефектах и следы образования ТПУ-фазы.

Показано, что в экспериментальном сплаве с пониженной суммарной концентрацией γ′-образующих элементов Al, Ti, Nb, Hf нулевой γ/γ′-мисфит достигается при температуре первой ступени старения, в результате чего морфология частиц γ′-фазы становится сферической.

Для экспериментального сплава рассчитаны (некоторые характеристики также экспериментально определены) объемная доля частиц упрочняющей γ′-фазы (50,1 % (объемн.), 20−700 °С) и ее температурная зависимость в интервале 700−1200 °С, γ/γ′-мисфит (δ = −0,08 %, aγ′ > аγ, 20 °С; δ ≈ 0, aγ′ ≈ аγ, 950 °C), плотность (8,34 г/см3), температуры полного растворения γ′-фазы в γ-матрице (γ′-сольвус, 1190 °C), солидус (1260 °C) и ликвидус (1342 °C).

 

Благодарности

Авторы выражают благодарность ведущему инженеру НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ Р.М. Назаркину за проведение рентгеновского анализа.

Список источников
  1. Каблов Е.Н. Материалы и технологии ВИАМ для «Авиадвигателя» // Пермские авиационные двигатели. 2014. № 31. С. 43–47.
  2. Гарибов Г.С., Гриц Н.М., Востриков А.В., Федоренко Е.А. Разработка и исследование нового гранулируемого высокопрочного жаропрочного никелевого сплава ВВ752П для перспективных изделий авиационной техники // Технология легких сплавов. 2011. № 1. С. 7–11.
  3. Логунов А.В., Шмотин Ю.Н., Храмин Р.В. и др. Влияние легирующих элементов на прочностные свойства жаропрочных никелевых сплавов для дисков газовых турбин // Электрометаллургия. 2021. № 3. С. 2–13.
  4. Barba D., Alabort E., Pedrazzini S. et al. On the microtwinning mechanism in a single crystal superalloy // Acta Materialia. 2017. Vol. 135. P. 314‒329. DOI: 10.1016/j.actamat.2017.05.072.
  5. Светлов И.Л., Петрушин Н.В., Епишин А.И., Карашаев М.М., Елютин Е.С. Монокристаллы жаропрочных никелевых сплавов, легированных рением и рутением (обзор). Часть 1 // Авиационные материалы и технологии. 2023. № 1 (70). Ст. 03. URL: http://www.journal.viam.ru (дата обращения: 04.10.2023). DOI: 10.18577/2713-0193-2023-0-1-30-50.
  6. Smith T.M., Esser B.D., Antolin N. et al. Segregation and η-phase formation along stacking faults during creep at intermediate temperatures in Ni-base superalloys // Acta Materialia. 2015. Vol. 100. P. 19‒31. DOI: 10.1016/j.actamat.2015.08.053.
  7. Barba D., Smith T.M., Miao J. et al. Segregation-assisted plasticity in Ni-based superalloys // Metallurgical Materials Transactions. 2018. Vol. 49A. P. 4173−4185. DOI: 10.1007/s11661-018-4567-6.
  8. Smith T.M., Gabb T.P., Wertz K.N. et al. Enhancing the creep strength of next-generation disk superalloys via local phase transformation strengthening // Superalloys 2020. Pennsylvania: Minerals, Metals, Materials Series, 2020. P. 726–736.
  9. Lilensten L., Antonov S., Gault B. et al. Enhanced creep performance in a polycrystalline superalloy driven by atomic-scale phase transformation along planar faults // Acta Materialia. 2021. Vol. 202. P. 232‒242.
  10. Светлов И.Л., Зайцев Д.В., Карашаев М.М., Епишин А.И., Петрушин Н.В. Микросегрегация легирующих элементов на деформационных дефектах структуры в гранулированном никелевом сплаве // Физика металлов и металловедение. 2023. Т. 124. № 6. С. 517−523. DOI: 10.31857/S0015323023600296.
  11. Viswanathan G.B., Sarosi P.M., Henry M.F. et al. Investigation of creep deformation mechanisms at intermediate temperatures in René 88 DT // Acta Materialia. 2005. Vol. 53. P. 3041–3057.
  12. Бер Л.Б., Рогожкин С.В., Хомич А.А., Залужный А.Г. Распределение атомов легирующих элементов между частицами γ- и γʹ-фаз в жаропрочном никелевом сплаве // Физика металлов и металловедение. 2022. Т. 123. № 2. С. 177‒191.
  13. Рогожкин С.В., Бер Л.Б., Никитин А.А., Хомич А.А., Разницын О.А., Лукьянчук А.А., Шутов А.С., Карашаев М.М., Залужный А.Г. Исследование гранулированного никелевого сплава методом атомно-зондовой томографии // Физика металлов и металловедение. 2020. Т. 121. № 1. С. 1‒12.
  14. Saada G., Veyssiere P. Kear-Wilsdorf locks and mechanical properties of L12 alloys // MRS Online Proceedings Library. 1992. Vol. 288. P. 411−416. DOI: 10.1557/PROC-288-411.
  15. Rae C., Vorontsov V., Kovarik L., Mills M. Dislocations in a Ni-based superalloy during low temperature creep // MATEC Web of Conferences. 2014. Art. 01006. DOI: 10.1051/matecconf/20141401006.
  16. Smith T.M., Unocic R.R., Deutchman H., Mills M.J. Creep deformation mechanism mapping in nickel base disk superalloys // Materials at High Temperatures. 2016. Vol. 33. No. 4−5. P. 372−383. DOI: 10.1080/09603409.2016.1180858.
  17. Зайцев Д.В., Сбитнева С.В., Бер Л.Б., Заводов А.В. Определение химического состава частиц основных фаз в изделиях из гранулируемого никелевого жаропрочного сплава ЭП741НП // Труды ВИАМ. 2016. № 9 (45). С. 61–71. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 04.10.2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2016-0-9-8-8.
  18. Петрушин Н.В., Оспенникова О.Г., Светлов И.Л. Монокристаллические жаропрочные никелевые сплавы для турбинных лопаток перспективных ГТД // Авиационные материалы и технологии. 2017. № S. С. 72–103. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-72-103.
  19. Логунов А.В. Жаропрочные никелевые сплавы для лопаток и дисков газовых турбин. Рыбинск: Газотурбинные технологии, 2017. 854 с.
  20. Jena A.K., Chaturvedj M.C. The role of alloying elements in the design of nickel-base superalloys // Journal of Material Science. 1984. Vol. 19. P. 3121–3139.
  21. Murakumo T., Kobayashi T., Koizumi Y., Harada H. Creep behavior of Ni-base single-crystal superalloys with various γ'-volume fraction // Acta Materialia. 2004. Vol. 52. P. 3737–3744.
  22. Unocic R.R., Vismanathan G.B., Sarosi P.M. et al. Mechanisms of creep deformation in polycrystalline Ni-base disk superalloy // Materials Science and Engineering A. 2008. Vol. 483−484. P. 25‒32.
  23. Бакрадзе М.М., Скугорев А.В., Бубнов М.В., Перевозов А.С., Летников М.Н., Шестаков А.А. Разработка технологии получения заготовок дисков турбины газотурбинных двигателей из нового гранулируемого жаропрочного сплава ВЖ178П методом ГИП + деформация // Технология легких сплавов. 2018. № 3. С. 21–27.
  24. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
  25. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В. Компьютерный метод конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов // Авиационные материалы и технологии. 2004. № 1. С. 3–21.
  26. Петрушин Н.В., Висик Е.М., Елютин Е.С. Усовершенствование химического состава и структуры литейного жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью // Труды ВИАМ. 2021. № 4 (98). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 04.10.2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-4-3-15.
  27. Самойлов А.И., Морозова Г.И., Кривко А.И., Афоничева О.С. Аналитический метод оптимизации легирования жаропрочных никелевых сплавов // Материаловедение. 2000. № 2. С. 14–17.
  28. Морозова Г.И. Компенсация дисбаланса легирования жаропрочных никелевых сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. № 12 (690). С. 52–56.
  29. Morinaga M., Yukawa N., Adachi H., Ezaki H. New phacomp and its applications to alloy design // Superalloys 1984. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1984. P. 523–532.
  30. Мартин Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры металлических систем. М.: Атомиздат, 1978. 280 с.
  31. Reed R.C. The Superalloys. Fundamentals and Applications. Cambridge: United Kingdom at University Press, 2006. 372 p.
  32. Логунов А.В., Шмотин Ю.Н. Современные жаропрочные никелевые сплавы для дисков газовых турбин (материалы и технологии). М.: Наука и технология, 2013. 264 с.
  33. Самойлов А.И., Назаркин Р.М., Моисеева Н.С. Определение мисфита во фрагментированных монокристаллах никелевых жаропрочных сплавов // Труды ВИАМ. 2013. № 5. Ст. 02. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 31.08.2023).
  34. Летников М.Н., Ломберг С.Б., Оспенникова О.Г., Бакрадзе М.М. Влияние скорости охлаждения при закалке на микроструктуру и свойства жаропрочного деформируемого никелевого сплава ВЖ175-ИД // Авиационные материалы и технологии. 2019. № 2 (55). С. 21–30. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-2-21-30.
  35. Glatzel U. Microstructure and internal strains of undeformed and creep-deformed samples of a nickel-base superalloy. Berlin: Verlag Dr. Köster, 1994. 80 p.
  36. Karunaratne M.S.A., Kyaw S., Jones A. et al. Modeling the coefficient of thermal expansion in Ni-based superalloys and bond coatings // Journal Materials Science. 2016. Vol. 51. P. 4213–4226. DOI: 10.1007/s10853-015-9554-3.
  37. Петрушин Н.В., Епишин А.И., Светлов И.Л., Нольце Г., Елютин Е.С., Соловьев А.Е. Влияние знака γ/γ′-мисфита на структуру и длительную прочность монокристаллов никелевых жаропрочных сплавов // Материаловедение. 2022. № 3. С. 17–26. DOI: 10.31044/1684-579X-2022-0-3-17-26.
  38. Епишин А.И., Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Нольце Г. Модель для прогнозирования температурной зависимости γ/γʹ-мисфита в жаропрочных никелевых сплавах // Материаловедение. 2021. № 3. С. 9–18. DOI: 10.31044/1684-579X-2021-0-3-9-18.
  39. Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. М.: Машиностроение, 1998. 463 с.
  40. Larson F.R., Miller J. A time-temperature relationship for rupture and creep stresses // Transactions ASME. 1952. Vol. 74. P. 765–771.
  41. High-Temperature High-Strength Nickel Base Superalloy ‒ Data Supplement. Toronto: Nickel Development Institute, 1995. No. 393. P. 1−19.
  42. Петрушин Н.В., Голынец С.А., Римша Э.Г., Рыжков П.В. Механические свойства коррозионностойкого жаропрочного никелевого сплава ВЖЛ23 // Труды ВИАМ. 2023. № 8 (126). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 04.10.2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-8-3-12.
  43. Nabarro F.R.N. Rafting in superalloys // Metallurgical and Materials Transactions A. 1996. Vol. 27. No. 3. P. 513‒530. DOI: 10.1007/BF02648942.
  44. Лашко Н.Ф., Заславская Л.В., Козлова М.Н., Морозова Г.И., Сорокина К.П., Яковлева Е.Ф. Физико-химический фазовый анализ сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1978. 336 с.
  45. Хирт Д.Ж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. 600 с.