Введение

Высокий уровень характеристик и надежность газотурбинных двигателей (ГТД) и установок для техники различного назначения, в том числе для летательных аппаратов, во многом обеспечивают жаропрочные сплавы [1, 2]. Совершенствование технологий производства жаропрочных никелевых деформируемых сплавов для ответственных статорных и роторных деталей горячего тракта авиационных двигателей, повышение их свойств, стабильности структуры и фазового состава – актуальные задачи современных исследований [3–7].

Большое значение для изготовления турбин имеют применяемые в качестве конструкционных материалов дисперсионно-твердеющие жаропрочные сплавы на основе систем Ni–Fe–Cr–Nb–Mo(W) с 9–40 % (по массе) Fe (марки Inconel 718, Inconel 718Plus, ЭП718 и др.) и Fe–Ni–Co–Nb с ~41 % (по массе) Fe, имеющие низкий температурный коэффициент линейного расширения (ТКЛР) (марка Incoloy 903 и др.). По сравнению с никелевыми сплавами, не содержащими железа, они обладают хорошей технологичностью, имеют невысокую стоимость и в большинстве своем являются
свариваемыми. В результате, несмотря на более низкую рабочую температуру, данные материалы находят применение как в эксплуатируемых, так и во вновь создаваемых газотурбинных двигателях и установках [8–11].

Серийные жаропрочные сплавы на основе никеля и железа упрочняются в основном за счет выделения частиц геометрически плотноупакованных интерметаллидных фаз. В зависимости от легирования это γʹ-фаза на основе соединения Ni₃Al (L1₂) и/или γʹʹ-фаза на основе соединения Ni₃Nb (D0₂₂). При температурах >650 °С возможно выделение частиц в форме пластин, которые не считаются упрочняющими: δ-фазы на основе соединения Ni₃Nb (D0_a), η-фазы (D024) на основе соединений Ni₃Ti или Ni₃Al_0,5Nb_0,5; при наличии в составе сплава кремния – ε-фазы (D0₁₉) на основе соединения Ni₃(Ti, Nb) [1, 10, 12–14]. В случае несбалансированного химического состава сплава также возможно выделение топологически плотноупакованных фаз: σ, μ, Лавеса и др.

Сплавы с низким ТКЛР применяют в узлах сопряжения статорных и роторных деталей ГТД [1, 15]. Наиболее известные из них такие марки, как Incoloy 903, Incoloy 907 и Incoloy 909 [16–18]. Благодаря добавкам ниобия, титана и небольшого количества алюминия в этих сплавах формируется упрочняющая gʹ-фаза [1, 14]. Свариваемый деформируемый сплав марки ВЖ176 системы Ni–Fe–Co–Nb–Ti близок к ним по составу [19]. Он предназначен для изготовления деталей ГТД, работающих при температурах до 600 °С, и обладает высокими для своего класса материалов прочностью и жаропрочностью. Термическая обработка данного сплава включает закалку и старение при температурах 720 и 640 °С. Перед старением может применяться дополнительный отжиг.

В сплавах с низким ТКЛР после длительных наработок при температурах >650 °С или при термической обработке при температуре >800 °С γʹ-фаза теряет стабильность, в результате чего образуются частицы η- или ε-фаз в формы пластин. Они выделяются на границах зерен и карбидов, прорастают внутрь зерен и могут образовывать ячеистую, или так называемую видманштеттовую, структуру. В результате прочность материала снижается за счет обеднения твердого раствора легирующими элементами, входящими в состав γʹ-фазы [1, 10, 12, 14, 20]. Однако в никелевых и железоникелевых сплавах частицы η-фазы могут улучшать сопротивление ползучести, в том числе вследствие закрепления границ зерен, делая их форму пилообразной [12, 13, 21, 22].

Тип, форма, количество и размер фазовых составляющих, а также другие параметры структуры, обеспечивающие комплекс свойств жаропрочных сплавов, регулируют с помощью термической обработки. Цель данной работы – исследование влияния температурно-временных режимов отжига после закалки на формирование интерметаллидной η-фазы в жаропрочном сплаве ВЖ176 системы Ni–Fe–Co–Nb–Ti.

Работа выполнена с использованием оборудования для микроструктурных исследований ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ в рамках реализации комплексной научной проблемы 9.7. «Высокотемпературные деформируемые сплавы и композиционные материалы, упрочненные тугоплавкими металлическими волокнами и частицами, карбидами, нитридами и др., истираемые уплотнительные материалы» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [23, 24].

Материалы и методы

Материалом для исследования в данной работе является свариваемый деформируемый сплав марки ВЖ176 системы Ni–Fe–Co–Nb–Ti–Ta [19]. Содержание основных компонентов в плавке представлено в табл. 1.

Таблица 1

Химический состав сплава марки ВЖ176

Сплав изготавливали путем вакуумной индукционной выплавки с разливкой в чугунные трубы и последующим вакуумным дуговым переплавом в кристаллизатор диаметром 110 мм. От полученного слитка отрезали заготовку массой ~10 кг. Из литой заготовки всесторонней ковкой изготавливали сутунку, которую катали на лист толщиной 1,5 мм. Для изучения влияния термической обработки на структуру сплава из листового проката вырезали образцы размером 10×10 мм.

Все образцы закаливали при температуре 1080 °С с охлаждением на воздухе, затем отжигали при температурах от 800 до 1040 °С. Продолжительность выдержки варьировали от 15 мин до 8 ч.

Микроструктурные исследования проводили на оптическом микроскопе Olympus GX-51. Травление шлифов выполняли в смеси кислот в определенной концентрации: 92 мл HCl + 5 мл H₂SO₄ + 3 мл HNO₃ + 5 г CuSO₄ + 50 мл C₂H₅OH.

Отдельные образцы после отжигов при температурах 950 и 850 °С исследовали на электронных микроскопах – просвечивающем марки Tecnai G2 F20 S-TWIN TMP и растровом марки Verios 460 XHR с приставкой INCA x-Max, обеспечивающей проведение микрорентгеноспектрального анализа (МРСА). Изучение микроструктуры проводили также методом дифракции обратноотраженных электронов – ДОЭ (на оборудовании Nordlys System фирмы HKL). Для оценки количества фазы в сплаве использовали программу анализа изображений NEXSYS ImageExpert Pro 3.6.

Результаты и обсуждение

При исследовании микроструктуры образцов из сплава ВЖ176 после отжига при различных температурах и времени обработки установлено выделение частиц пластинчатой морфологии. Соотношения легирующих элементов (в % (атомн.)) Al/(Nb + Ta + Ti) и (Al + Ti)/(Nb + Ta) в исследуемом сплаве равны 0,20 и 1,34 соответственно. По данным работы [25], это свидетельствует о том, что указанные частицы являются η-фазой.

На рис. 1 представлена типичная микроструктура сплава ВЖ176 после отжига при температуре 960 °С. При выдержке 15 мин выделения фаз располагаются по границам зерен в виде частиц округлой формы или коротких пластин (рис. 1, а). Распределение частиц при этом неравномерное, на некоторых границах они вообще отсутствуют. Это согласуется с представлением о прерывистом механизме зарождения η-фазы – на дефектах структуры (вакансиях, дислокациях, дефектах упаковки), что объясняет концентрацию выделений в первую очередь на высокоэнергетических границах зерен [12, 22]. С увеличением продолжительности отжига частицы растут внутрь зерен, становятся более вытянутыми (рис. 1, б). Затем пластины начинают образовываться не только на границах, но и в теле зерен (рис. 1, в). С увеличением продолжительности выдержки (в случае обработки в интервале температур от 880 до 980 °С) укрупнившиеся пересекающиеся пластины η-фазы заполняют всю площадь шлифа, образуя видманштеттовую структуру (рис. 1, г). При температурах <880 и >980 °С исследованные в работе выдержки к формированию такой структуры не приводят.

Рис. 1. Микроструктура сплава марки ВЖ176 после закалки и отжига при температуре 960 °С в течение 15 (а) и 30 мин (б), а также 1 (в) и 4 ч (г)

Для точного определения типа и кристаллографических характеристик фазы пластинчатой формы провели исследование образца после отжига при температуре 850 °С в течение 4 ч методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). На рис. 2, а представлено изображение микроструктуры зерна с ориентировкой, близкой к <110>, рядом с его границей, где видны пластины η-фазы, нормали которых соответствуют матричным кристаллографическим направлениям типа <111>. Между пластинами наблюдаются кубоидные частицы γʹ-фазы. Рядом с пластинами видны области, где выделения gʹ-фазы значительно более мелкие, что, по-видимому, связано с обеднением твердого раствора титаном, ниобием и танталом вокруг растущей η-фазы. На изображениях электронограмм, полученных в осях зон <100>γ и <125>γ (рис. 2, б, в), наблюдаются сверхструктурные рефлексы L1₂, соответствующие γʹ-фазе, и сетки рефлексов, индицирование которых подтверждает наличие в сплаве η-фазы, имеющей гексагональную плотноупакованную решетку с параметрами а, b = 0,5096 нм, c = 0,8304 нм и ориентационными соотношениями с матрицей (111)γ || (0001)η и [110]γ ||  

Рис. 2. Микроструктура образца сплава марки ВЖ176 после отжига при температуре 850 °С в течение 4 ч (ПЭМ): а – темнопольное изображение; электронограммы с рефлексами γʹ- и η-фаз (б – ось зоны <111>γ; в – ось зоны <125>γ)

Результаты МРСА η-фазы представлены в табл. 2.

Таблица 2

Химический состав пластинчатой η-фазы

Химический состав частиц свидетельствует о том, что основой η-фазы является интерметаллидное соединение никеля с титаном – можно предположить, что это соединение Ni₃Ti. В нем дополнительно растворены ниобий, тантал и алюминий, замещающие титан, а также железо и кобальт, замещающие никель.

После отжига образца при температуре 960 °С в течение 1 ч провели также исследование методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) с использованием ДОЭ-анализа. На рис. 3, а представлен участок исследования с точками анализа, на рис. 3, б ‒ картина дифракции обратноотраженных электронов (линии Кикучи) для точки 2 (пластинчатая частица), а также то же изображение с нанесенными кристаллографическими индексами плоскостей ‒ на рис. 3, в.

Рис. 3. Микроструктура образца из сплава марки ВЖ176 после отжига при температуре 960 °С в течение 1 ч (РЭМ): а – смешанное изображение участка исследования; б – картина ДОЭ (линии Кикучи) для точки 2; в – индицированная картина ДОЭ

Сравнение полученной информации с базой данных CHANNEL5 ICSD Structural Database показывает, что в точке 2 находится частица η-фазы на основе соединения Ni₃Ti с гексагональной решеткой с параметрами а, b = 0,510 нм, c = 0,830 нм и с углами α, β = 90 градусов и γ = 120 градусов. Такие же частицы наблюдаются в точках 1 и 3. Точка 4 – твердый раствор на основе никеля с гранецентрированной кубической (ГЦК) решеткой с параметром ячейки 0,357 нм. В образце также обнаружены карбиды с ГЦК-решеткой: (Nb_0,2Ta_0,4Ti_0,4)C – с параметром ячейки 0,442 нм и NbC – с параметром ячейки 0,447 нм.

Скорость изменения структуры сплава при отжиге можно оценить по количеству выделившейся фазы при разной продолжительности обработки. В данной работе такое исследование провели после отжигов при температуре 960 °С. Для этого в программе NEXSYS ImageExpert Pro 3.6 для фотографий микроструктур сплава при увеличении ×100 подобрали и применили преобразования изображения. В качестве примера на рис. 4 представлена микроструктура сплава марки ВЖ176 после отжига в течение 1 ч. Далее по соотношению площадей белого и черного цветов определяли долю выделяющейся фазы в зависимости от продолжительности выдержки (рис. 5). Видимые в оптический микроскоп при данном увеличении объекты черного цвета являются в основном частицами η-фазы по границам и в теле зерен. Показано, что после отжига в течение 15 мин на части границ зерен η-фаза не выделяется, в связи с чем доля фазы на этом образце становится больше благодаря вкладу «пустых» границ. Карбидов в сплаве не более 1 % (объемн.), поэтому их влиянием на увеличение количества фазы можно пренебречь.

Рис. 4. Микроструктура (×100; увеличено при печати) сплава марки ВЖ176 после отжига при температуре 960 °С в течение 1 ч (изображение обработано в программе NEXSYS ImageExpert Pro 3.6)

Рис. 5. Зависимость количества фазы в сплаве ВЖ176 от продолжительности отжига при температуре 960 °С

При температуре 960 °С η-фаза пластинчатой формы начинает выделяться уже после 30 мин выдержки. Из данных, представленных на рис. 5, следует, что в течение первых двух часов отжига скорость роста количества фазы максимальная. Именно за это время образуется видманштеттовая структура, пластины фазы достигают максимальной длины, упираясь друг в друга и в границы зерен. Далее скорость роста снижается. С достаточной достоверностью (R² = 0,95) значения можно аппроксимировать логарифмической зависимостью у = А·ln(x) + B.

Для обобщения результатов проведенного эксперимента микроструктура всех исследованных образцов может быть разделена на четыре группы по месту выделения частиц фаз, их плотности и виду: группа 1 – с частицами округлой формы или короткими пластинами η-фазы на границах зерен; группа 2 – с пластинами η-фазы на границах зерен; группа 3 – с пластинами η-фазы на границах и внутри зерен; группа 4 – видманштеттовая структура.

На рис. 1 как раз представлена микроструктура, характерная для групп 1 (а), 2 (б), 3 (в) и 4 (г). Следует отметить, что такое распределение носит качественный характер, в одну группу могут входить образцы с разным размером и плотностью выделений фазы. Кроме того, структура сплава неоднородная, на одном шлифе наблюдаются зерна с разной плотностью выделений.

С учетом ранее изложенного все полученные результаты распределены в координатах «время–температура» (рис. 6).

Рис. 6. Влияние температуры и продолжительности отжига на микроструктуру сплава марки ВЖ176 (цифрами обозначены группы микроструктуры)

По нанесенным точкам проведены границы областей: выделения пластин η-фазы внутри зерен и образования видманштеттовой структуры.

Видно, что наименьшее время до появления пластинчатых частиц и наибольшая скорость их роста наблюдаются при температуре 940 °С. Достаточно 15 мин для начала выделения пластин η-фазы, после 30 мин они наблюдаются как по границам, так и внутри зерен. Области существования определенного типа микроструктуры для сплава ВЖ176 по построенной диаграмме схожи с опубликованными данными для никелевых и железоникелевых сплавов, в которых происходят выделения η-фазы; разница границ областей по температурам и времени возникает из-за различия химического состава материалов [1, 10, 12, 22, 26].

Заключения

При исследовании микроструктуры свариваемого жаропрочного деформируемого сплава ВЖ176 системы Ni–Fe–Co–Nb–Ti после закалки и отжига в интервале температур от 800 до 1040 °С с выдержкой от 15 мин до 8 ч установлено, наряду с кубоидной γʹ-фазой, образование пластинчатых частиц η-фазы, форма и распределение которых меняются в зависимости от режима обработки: от коротких пластин на границах зерен до видманштеттовой структуры. Показано, что с достаточной достоверностью изменение количества η-фазы от продолжительности обработки может быть аппроксимировано логарифмической зависимостью.

С использованием ПЭМ и РЭМ, а также методик ДОЭ и МРСА определены состав и кристаллографическое строение пластинчатых частиц η-фазы. Установлено, что они имеют гексагональную плотноупакованную кристаллическую решетку с параметрами а, b = 0,510 нм, c = 0,830 нм и ориентационными соотношениями с матрицей (111)γ || (0001)η и [110]γ ||  По данным МРСА, пластинчатые частицы η-фазы представляют собой интерметаллид на основе соединения никеля с титаном, в котором растворены ниобий, тантал, алюминий, а также железо и кобальт.

Построена диаграмма изменения характера распределения частиц η-фазы в зависимости от температуры и продолжительности обработки сплава; проведены границы областей выделения пластин η-фазы внутри зерен и образования видманштеттовой структуры. Установлено, что наименьшее время до появления и наибольшая скорость роста пластинчатых частиц η-фазы в сплаве ВЖ176 наблюдаются при температуре отжига 940 °С.