Взаимосвязь микроструктуры, механизмов ползучести и длительной прочности жаропрочных никелевых сплавов ВЖС1 и ВЖС3, полученных методом селективного лазерного сплавления

Введение

Ресурс работы деталей горячей зоны турбин газотурбинных двигателей определяется сопротивлением ползучести и длительной прочностью в интервале рабочих температур. Рабочие и сопловые лопатки турбины низкого давления работают под постоянной нагрузкой при 800–1000 °С сотни и тысячи часов. В этих условиях включаются механизмы, которые при кратковременном растяжении отсутствуют: термически активируемое переползание дислокаций через когерентные выделения, диффузионная кавитация на границах зерен, коагуляция и направленная коалесценция γ′-фазы [1–3].

Отечественный опыт внедрения технологии селективного лазерного сплавления (СЛС) в производство ответственных деталей газотурбинных двигателей ограничен применением жаропрочных никелевых сплавов с малой объемной долей γ′-фазы (f_γ), в частности никелевых сплавов марок ЭП648 и ВЖ159 [4–7]. Однако уровень длительной прочности таких сплавов ограничен малой долей упрочняющей фазы, а их рабочая температура для теплонагруженных деталей не превышает 750 °С.

Адаптация литейных сплавов с высокой долей γ′-фазы в технологии СЛС ограничена их склонностью к образованию трещин в неравновесных условиях кристаллизации ванны расплава [8, 9]. Дополнительно значительный вклад в снижение длительной прочности синтезированных литейных сплавов типа ВЖЛ12У и CM247LC (более чем в 2 раза в интервале температур от 900 до 1000 °С) вносят растворенные газовые и газообразующие примеси, в частности кислород и сера, способствующие охрупчиванию границ зерен и резкому снижению пластичности, а также непрерывные сетки карбидов, формирующиеся на стыках зерен [10].

В научно-технической литературе отмечена критически низкая жаропрочность синтезированных сплавов относительно литых. Авторы работы [11] показали, что сплав IN738LC, полученный методом СЛС, по длительной прочности заметно уступает литому аналогу из-за мелкозернистой структуры, выраженной текстуры и особенностей морфологии γ′-фазы. В работе [12] получен схожий результат при попытке адаптации сплава IN738LC к технологии СЛС, а в работе [13] – для несвариваемого никелевого сплава при испытаниях с низкой скоростью деформации. Авторы работы [14, 15] установили снижение ресурса синтезированного сплава IN939 относительно показателя литого аналога. Влияние направления построения и режима термической обработки на кинетику ползучести синтезированного сплава IN718 рассмотрено в работах [16, 17].

Сплавы ВЖС1 и ВЖС3 разработаны непосредственно для технологии СЛС на основе обобщенного критерия трещиностойкости: сплав ВЖС1 [18] – направленной модификацией системы легирования сплава IN939, сплав ВЖС3 – обратным решением задачи при объемной доле γ′-фазы ~60 %. Синтез сплава без образования трещин сам по себе еще не означает, что синтезированный материал обеспечивает необходимый уровень длительной прочности, как литой сплав-аналог: критерий оптимизирует технологичность, а жаропрочность учитывает только как ограничение по объемной доле γ′-фазы. Установить, не сопровождается ли достигнутая трещиностойкость снижением сопротивления ползучести, можно только испытаниями на ползучесть и длительную прочность [19].

Цель работы – установить взаимосвязь микроструктуры, доминирующих механизмов ползучести и длительной прочности для новых жаропрочных никелевых сплавов марок ВЖС1 и ВЖС3, разработанных для технологии СЛС.

Материалы и методы

Исследованы жаропрочные никелевые сплавы ВЖС1 (f_γ' = 35–40 %) и ВЖС3 (f_γ' ≈ 60 %), составы которых разработаны на основе критерия трещиностойкости с применением CALPHAD-оптимизации.

Металлопорошковые композиции получали газовой атомизацией расплава в среде аргона (рабочая фракция размером 10–63 мкм). Образцы синтезировали на промышленной установке СЛС в защитной атмосфере аргона при содержании кислорода <0,1 % (объемн.) с подогревом подложки до 200 °С. Построение вели в направлении XZ – параллельно оси построения.

Образцы сплава ВЖС1 после синтеза подвергали полной термической обработке, включавшей горячее изостатическое прессование, рекристаллизационный отжиг при температуре меньше температуры сольвус (T_solv) и трехступенчатое старение при температуре < T_solv Образцы сплава ВЖС3 подвергали горячему изостатическому прессованию и двухступенчатому старению. Температуру контролировали термопарами с погрешностью ±5 °С. Все результаты механических испытаний относятся к этим структурным состояниям.

Зеренную структуру и специальные границы изучали методом дифракции обратно рассеянных электронов (Electron Backscatter Diffraction – EBSD) при ускоряющем напряжении 20 кВ и шаге растра 0,5–2,0 мкм с построением карт ориентации зерен в углах Эйлера для состояний после синтеза и полной термической обработки.

Морфологию и субструктуру изучали методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) при ускоряющем напряжении 200 кВ в режиме светлого поля. Фазовый состав контролировали дифракцией на выделенной области (Selected Area Electron Diffraction – SAED) вдоль оси зоны <100> по наличию или отсутствию сверхструктурных отражений типа {100} и {110}, характерных для упорядоченной структуры L1₂ интерметаллида Ni₃(Al, Ti). Характер межфазного сопряжения γ/γ′ оценивали методом микроскопии высокого разрешения.

Количественные параметры γ′-фазы – количество измеренных частиц N, средний эквивалентный диаметр d_eq, медианный диаметр d₅₀, стандартное отклонение s(d), поверхностная плотность выделений N_A и межчастичное расстояние λ (вычисленное как обратный квадратный корень из поверхностной плотности выделений, т. е. как расстояние между центрами частиц в плоскости шлифа, а не как межчастичный просвет) – определяли обработкой изображений сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) в плоскости XZ по выборке из 86–92 частиц на состояние.

Изотермическую ползучесть сплава ВЖС1 определяли при температурах 850, 900 и 950 °С и постоянных напряжениях от 209 до 497 МПа. Испытания проводили в режиме прерванной ползучести – ни один образец не доводили до разрушения. Такая постановка исключает III стадию и разрушение, а вместе с ними влияние кавитации и роста микротрещин на определяемые параметры, что позволяет отнести результат к стационарному дислокационному механизму. Накопленная к моменту остановки деформация составляла от долей до нескольких процентов, чего достаточно для выхода на стационарный режим и определения минимальной деформации $\dot{\varepsilon}_{\text{min}}$.

Длительную прочность определяли по ГОСТ 10145–81 при одноосном растяжении до разрушения: для сплава ВЖС1 – при 800 и 900 °С, для сплава ВЖС3 – при 800, 900 и 1000 °С. На каждом уровне нагружения испытывали от двух до четырех параллельных образцов, что позволило оценить стохастический разброс ресурса. Дополнительно определяли характеристики пластичности при разрушении – относительное удлинение и относительное сужение.

Параметры регрессионных моделей определяли методом наименьших квадратов, качество аппроксимации оценивали по коэффициенту детерминации R². Разброс ресурса характеризовали коэффициентом вариации CV(τ) = s(τ)/τ.

Результаты и обсуждение

Сопротивление ползучести определяется микроструктурой, поэтому анализ начат с установления типа структуры, формирующейся в сплаве ВЖС1, и создаваемых ею барьеров движению дислокаций, и лишь затем рассмотрена кинетика деформации. Состояния после синтеза и полной термической обработки различаются не количественно, а по типу структуры.

Светлопольные ПЭМ-изображения синтезированного материала (рис. 1) показывают иерархическую дефектную субструктуру. На обзорном снимке (рис. 1, а) поле зрения разделено на ультрамелкие кристаллиты и субзерна, различающиеся дифракционным контрастом, а границы между соседними доменами видны как протяженные яркие полосы. При большем увеличении (рис. 1, б) внутри доменов регистрируются линии дислокационного контраста, их пересечения и участки локального уплотнения, складывающиеся в ячеистую субструктуру и дислокационные стенки – зародыши низкоугловых границ.

Формирование такой субструктуры определяется условиями синтеза. Термические напряжения оцениваются как σ_th ≈ EαΔT/(1 – ν), где E ≈ 155 ГПа – модуль упругости γ-матрицы при 800 °С, α ≈ 13·10^-6 К^-1 – температурный коэффициент линейного расширения, ν ≈ 0,3 – коэффициент Пуассона. При локальных перепадах температуры ΔT ≈ 500–1000 К, характерных для зоны повторного нагрева, термические напряжения достигают 1,4–2,9 ГПа, т. е. многократно превышают предел текучести, что обеспечивает плотность дислокаций ρ ≈ 10¹⁴–10¹⁵ м^-2 и характерную длину свободного пробега дислокаций между узлами закрепления λ_disl ≈ 50–200 нм.

Важно, что на всех участках поля зрения отсутствуют дисперсные включения, которые по морфологии и контрасту можно было бы отнести к γ′-фазе. Электронная дифракция это подтверждает: на электронограммах вдоль оси зоны <100> присутствуют только фундаментальные отражения неупорядоченной гранецентрированной кубической (ГЦК) решетки γ-фазы типа {200}, {020} и {220}, а сверхструктурные рефлексы {100} и {110}, регистрация которых служит необходимым и достаточным условием идентификации γ′-фазы (Ni₃(Al, Ti)), отсутствуют.

Отсутствие γ′-фазы в синтезированном состоянии является выполнением условия τ_n > τ_cool, заложенного при проектировании состава: повышенное отношение Nb/Ti увеличивает характерное время зарождения γ′-фазы настолько, что оно превышает время пребывания материала при температуре <Т_solv при характерных для СЛС скоростях охлаждения (τ_cool ≈ 10^-2–10⁰ c). Синтезированный материал представляет собой метастабильный пересыщенный однофазный γ-раствор, т. е. исходное состояние, из которого термической обработкой формируется целевая структура без необходимости растворения унаследованных от синтеза выделений.

Полная термическая обработка изменяет тип структуры. Метастабильный пересыщенный γ-раствор с дислокационным упрочнением сменяется термодинамически стабильной двухфазной γ/γ′-системой, в которой сопротивлении деформации определяется дисперсионным упрочнением когерентными выделениями упорядоченного интерметаллида.

На светлопольных ПЭМ-изображениях (рис. 2) видна система дисперсных выделений преимущественно округлой морфологии, равномерно распределенных в объеме γ-матрицы. При большем увеличении (рис. 2, б) различимы две размерные фракции: крупная γ′-фаза (d ≈ 80–150 нм), почти равноосная, и развитая мелкая (d ≈ 15–40 нм), заполняющая каналы между крупными частицами. Бимодальность закономерна и задана трехступенчатым старением: на первой ступени формируется основная γ′-фаза, на второй и третьей при более низких температурах из остаточного пересыщения γ-раствора дозарождается мелкая фракция и стабилизируется γ/γ′-структура.

Крупная фракция γ′-фазы обнаруживается методом СЭМ, что позволяет измерить ее параметры статистически. Снимки при увеличении ×25000 для двух состояний (после первой ступени старения и полного цикла) приведены на рис. 3, количественные результаты их обработки – в табл. 1.

Вторая и третья ступени старения увеличивают средний эквивалентный диаметр крупной фракции с 0,061 до 0,102 мкм при незначительном снижении поверхностной плотности выделений с 2,33 до 2,18 мкм^-2 и практически неизменном межчастичном расстоянии λ = 0,655–0,677 мкм. Следует оговорить, что СЭМ позволяет обнаружить только крупную фракцию, тогда как мелкая (15–40 нм) находится за пределами ее разрешения и выявляется методом ПЭМ, поэтому приведенные в табл. 1 значения d_eq и λ характеризуют крупные выделения. Объемная доля γ'-фазы по расчету CALPHAD составляет f_γ' = 35–40 %.

Бимодальное распределение благоприятно для дисперсионного упрочнения: оно балансирует эффективное межчастичное расстояние λ_eff, от которого зависит напряжение Орована τ_Or ≈ Gb/λ_eff (G – модуль сдвига; b – вектор Бюргерса), и одновременно сохраняет высокую объемную долю упрочняющей фазы.

Принадлежность округлых выделений к γ′-фазе установлена методом электронной дифракции. На электронограммах из характерных областей после полной термической обработки (рис. 4) появляются дополнительные точечные рефлексы, не индицируемые в рамках неупорядоченной ГЦК-решетки, – сверхструктурные отражения типа {100} и {110}, характерные для упорядоченной структуры L1₂.

Относительная интенсивность сверхструктурных отражений меняется от участка к участку, что объясняется различием толщины фольги, ориентации выделений относительно оси зоны, соотношения γ- и γ′-фаз в окне апертуры и полидисперсностью γ′-фазы – у крупных и мелких выделений рефлексы различаются шириной и интенсивностью. Эта вариативность также подтверждает бимодальность, наблюдаемую на светлопольных снимках. Наличие дальнего порядка означает, что при перерезании выделения сверхдислокацией возникает антифазная граница с энергией ~(0,15–0,20) Дж/м², создающая энергетический барьер перерезанию.

Данные микроскопии высокого разрешения показывают, что межфазная граница γ/γ′ когерентна: атомные плоскости с периодом, соответствующим межплоскостному расстоянию d₂₀₀ ≈ 0,178 нм, непрерывно прослеживаются при переходе через границу, признаки разрыва периодичности и периодических дислокаций несоответствия отсутствуют, а плавная криволинейная форма границы соответствует слабой анизотропии межфазной энергии при удлинении |δ| < 0,3 %. Когерентность межфазной границы влияет на сопротивление ползучести по нескольким независимым механизмам. Протяженные упругие поля вокруг выделений накладываются на поле напряжений скользящей дислокации и создают пар упругий барьер ее движению. Совпадение кристаллографических направлений скольжения в γ- и γ′-фазах организует механизм перерезания, сопротивление которому возрастает с увеличением энергии антифазной границы и радиуса выделения. Кроме того, низкий мисфит минимизирует упругую составляющую межфазной энергии и тем самым замедляет оствальдовское созревание, обеспечивая стабильный размер выделений при 850–950 °С. Карбиды МС, сформировавшиеся при первичной кристаллизации, переживают полный цикл обработки и сохраняются как угловатые частицы с четкой огранкой, отличимые от округлых выделений γ′-фазы.

Дополнительный структурный фактор выявлен методом EBSD. Карты ориентации зерен в углах Эйлера для состояний после синтеза и полной термической обработки приведены на рис. 5.

После синтеза (рис. 5, а) структура образована протяженными столбчатыми зернами, вытянутыми вдоль оси построения и единообразно окрашенными, что соответствует выраженной текстуре <001> и отсутствию высокоугловых границ. Внутри зерен различимы плавные градиенты оттенка – низкоугловые субграницы с разориентацией <(5–10) градусов, складывающиеся в субзеренную мозаику.

После полной термической обработки (рис. 5, б) регистрируется качественно иное состояние. Столбчатую структуру полностью сменяет мозаика равноосных зерен (40–100 мкм) с логнормальным распределением по размерам и широким спектром ориентаций, охватывающим почти все пространство Эйлера, что соответствует случайному распределению текстуры. Внутри рекристаллизованных зерен различимы двойники отжига – пластинчатые образования шириной от долей до нескольких микрометров, связанные с матричным зерном соотношением Σ3 (поворот на 60 градусов вокруг плоскости <111>) и видимые как резкие линейные границы со скачком цвета.

Образование двойников при рекристаллизации закономерно для металлов с ГЦК-решеткой и умеренной энергией дефекта упаковки (для γ-матрицы легированных никелевых сплавов 30–80 мДж/м² в зависимости от состава [20], для чистого никеля: ~125 мДж/м²): мигрирующей высокоугловой границе энергетически выгоднее образовать когерентную двойниковую границу, поскольку σ ≈ 0,03 Дж/м² против σ = 0,8 Дж/м² для обычной высокоугловой. Сформированная на стадии рекристаллизационного отжига сеть двойников при последующем старении статистически не меняется – размер зерен и доля двойниковых границ сохраняются, поскольку старение при температуре solv влияет на γ′-фазу внутри зерен, а зеренную структуру, закрепленную зинеровским торможением частиц, не затрагивает.

Когерентная двойниковая граница в ~25 раз менее энергична и заметно хуже проводит диффузию, чем обычная высокоугловая, поэтому устойчиво тормозит зернограничное скольжение и поток вакансий при ползучести. Повышение доли специальных границ Σ3 в общей длине межзеренных границ признано одним из способов увеличить длительную прочность никелевых жаропрочных сплавов, поэтому развитая сеть двойников отжига в сплаве ВЖС1 представляет собой благоприятный структурный фактор, дополнительно повышающий сопротивление ползучести по зернограничному механизму.

При переходе от кратковременного растяжения к ползучести меняется ограничивающая стадия деформации. При растяжении сопротивление течению обеспечивают атермические барьеры – напряжение Орована, энергия антифазных границ, зернограничное упрочнение по Холлу–Петчу, а скорость деформации задает привод машины. При ползучести напряжение фиксировано и заведомо меньше предела текучести, деформация термически активируема и ее скорость определяет диффузия. Количественные параметры γ′-фазы входят в конститутивное уравнение не напрямую, а через эффективную энергию активации ползучести Q – интегральную меру барьерного сопротивления микроструктуры движению дислокаций.

Кривые изотермической ползучести для всех исследованных комбинаций температуры T и напряжения σ демонстрируют кинетику, характерную для поликристаллических жаропрочных никелевых сплавов с высокой долей γ′-фазы: выраженную I стадию с монотонно убывающей скоростью деформации, переходящую в II стадию с практически постоянной скоростью. Протяженная линейная область подтверждает выход на стационарный режим, в котором скорость генерации подвижных дислокаций уравновешена скоростью их закрепления на когерентных выделениях γ′-фазы и аннигиляции переползанием. Ограничивающей стадией служит термически активируемое переползание через упругое поле когерентного выделения, оно и задает наблюдаемую минимальную скорость деформации $\dot{\varepsilon}_{\text{min}}$.

Для каждого испытания значение $\dot{\varepsilon}_{\text{min}}$ определяли линейной аппроксимацией стационарного участка. Зависимость показателя $\dot{\varepsilon}_{\text{min}}$ от напряжения при постоянной температуре описывается степенным законом Нортона:

$$ \dot{\varepsilon}_{\text{min}} = A\sigma^n \exp(-Q/RT), \tag{1} $$

где A – структурно-чувствительная предэкспоненциальная константа; n – показатель степени по напряжению; Q – эффективная энергия активации ползучести; R – универсальная газовая постоянная; T – абсолютная температура.

Линейная регрессия в координатах «ln$\dot{\varepsilon}_{\text{min}}$–lnσ» продемонстрировала высокую корреляцию при всех трех температурах (R² > 0,95), а угловые коэффициенты изотермических прямых оказались близки, что свидетельствует о единстве деформационного механизма в исследованном интервале. Среднее значение показателя n составило 6,24±0,3.

Величину n интерпретировали в рамках классификации механизмов ползучести. Для чистых металлов и разбавленных твердых растворов, где стационарную ползучесть контролирует объемная самодиффузия, показатель n составляет 4–5. Значения n ≈ 6–8 характерны для дисперсно-упрочненных систем, где дислокации преодолевают поля когерентных напряжений вокруг выделений, а геометрические параметры и энергия барьеров нелинейно зависят от приложенного напряжения. В модели порогового напряжения повышенное значение n трактуется как следствие существования порога σ₀, ниже которого макроскопическая ползучесть подавлена, и истинная зависимость принимает вид:

$$ \dot{\varepsilon}_{\text{min}} = A'(\sigma - \sigma_0)^{n'} \exp(-Q/RT), \tag{2} $$

где A′ – предэкспоненциальная константа; n′ ≈ 4–5 – истинный показатель степени, характерный для диффузионно-контролируемого переползания; σ₀ – пороговое напряжение, определяемое напряжением Орована:

$$ \sigma_0 \approx M \frac{Gb}{2\pi\lambda} \ln\left(\frac{d}{2r_0}\right), \tag{3} $$

где M – фактор Тейлора; G – модуль сдвига; b – вектор Бюргерса; λ – межчастичное расстояние; d – средний диаметр выделений; r₀ – радиус ядра дислокации.

Наблюдаемое значение n = 6,24 является кажущимся показателем, завышенным относительно истинного значения n′ ≈ 4–5 вкладом порогового напряжения σ₀ ≈ 80–120 МПа, и отражает барьерную функцию бимодальной когерентной γ/γ′-структуры сплава ВЖС1.

Полученную путем анализа кинетики оценку порога можно проверить независимо при исследовании структуры. Подстановка в уравнение (3) измеренных методом СЭМ параметров крупной фракции γ′-фазы – межчастичного расстояния λ ≈ 0,66 мкм и среднего эквивалентного диаметра d_eq ≈ 0,06–0,10 мкм (табл. 1) позволяет определить значение σ₀ ≈ 50–85 МПа (при G = 60–80 ГПа и M = 3,06). Полученная величина меньше кинетической оценки (80–120 МПа) и должна рассматриваться как нижняя граница: приведенное в табл. 1 межчастичное расстояние соответствует расстоянию между центрами частиц крупной фракции, тогда как эффективный шаг препятствий задается невыявляемой методом СЭМ мелкой фракцией (15–40 нм) и заведомо меньше. С этой оговоркой структурная и кинетическая оценки согласуются по порядку величины, что не противоречит модели порогового напряжения и связывает наблюдаемый показатель n = 6,24 непосредственно с параметрами бимодальной γ/γ′-структуры из табл. 1.

Энергию активации определяли двумя независимыми способами. Первый – изонапряженная интерполяция: для каждой пары температур по аппроксимационным зависимостям «ln$\dot{\varepsilon}_{\text{min}}$–lnσ» находили значение $\dot{\varepsilon}_{\text{min}}$ при общем уровне напряжения, после чего строили зависимость ln$\dot{\varepsilon}_{\text{min}}$ от 1/T при σ = const, наклон которой равен –Q/R. Второй – глобальная аппроксимация всего массива линеаризованной формой уравнения Нортона

$$ \ln\dot{\varepsilon} = \ln A + n\ln\sigma - \frac{Q}{RT} \tag{4} $$

при одновременной оптимизации значений A, n и Q. Двумя способами получен согласующийся результат: Q = 613±15 кДж/моль, частные оценки по изонапряженной интерполяции находятся в интервале 600–620 кДж/моль. Постоянство значений Q в интервале температур 850–950 °С означает неизменность доминирующего механизма деформации.

По результатам совместной оптимизации конститутивное уравнение стационарной ползучести сплава ВЖС1 в интервале температур 850–950 °С и напряжений 209–497 МПа имеет вид:

$$ \dot{\varepsilon}_{\text{min}} = 4,6 \cdot 10^6 \sigma^{6.24} \exp(-613000/RT). \tag{5} $$

Предэкспоненциальный множитель A = 4,6·10⁶ с⁻¹·МПа⁻⁶,²⁴ интегрирует влияние параметров γ/γ′-микроструктуры, зеренного строения и карбидной составляющей на макроскопическую кинетику. Сопоставлением расчетных и экспериментальных значений $\dot{\varepsilon}_{\text{min}}$ получено среднее квадратическое относительное отклонение ≤(10–15) %, что подтверждает применимость модели Нортона в данном интервале условий.

Чтобы оценить влияние диффузии и проверить единство механизма, минимальные скорости деформации нормировали с использованием коэффициента объемной самодиффузии никеля:

$$ D_{\text{Ni}} = D_0 \exp(-Q_{\text{Ni}}/RT), \tag{6} $$

где D₀ = 1,9·10⁻⁴ м²/с – предэкспоненциальный множитель; Q_Ni = 284 кДж/моль – энергия активации самодиффузии никеля [21].

Если ползучесть контролирует объемная самодиффузия, как в чистых металлах, нормированная скорость ε_min/D_Ni зависит только от напряжений σ, но не от температуры T. В случае барьерного механизма при Q > Q_Ni остается температурный остаток вида exp(−ΔQ/RT), где ΔQ = Q − Q_Ni = 329 кДж/моль. В координатах «lg(ε_min/D_Ni)–lg σ» точки для трех температур группируются вблизи единой степенной зависимости с наклоном n ≈ 6,24, но сохраняют расхождение по температуре, количественно согласующееся с расчетным значением exp(–ΔQ/RT) при переходе от 850 к 950 °С. Это прямое подтверждение того, что ползучесть сплава ВЖС1 контролирует не простое диффузионное переползание, а барьерный механизм с участием когерентных выделений γ′-фазы.

Естественной точкой отсчета для показателя Q служит Q_Ni = 284 кДж/моль [21]. Превышение значения Q над Q_Ni для сплава ВЖС1 составляет ΔQ = 329 кДж/моль, т. е. более чем двукратное, и количественно характеризует дополнительный барьер, который скользящая дислокация преодолевает при взаимодействии с когерентными выделениями. Барьер формируется в результате переползания через протяженные поля деформаций, диффузионного растворения и повторного осаждения γ′-фазы в области переползания и перестройки антифазных границ при прохождении сверхдислокации через упорядоченный интерметаллид. Сводное сопоставление полученных данных приведено в табл. 2 и на рис. 6.

Для литого сплава IN738LC (наиболее близкого объекта сравнения по доле γ'-фазы и системе легирования) Q ≈ 590 кДж/моль [22], т. е. ΔQ ≈ 306 кДж/моль. Полученное для сплава ВЖС1 значение ΔQ превышает приведенное в научно-технической литературе на ~4 %, что указывает на сопоставимую или более эффективную барьерную функцию γ/γ'-структуры. Результат неочевиден на фоне результатов работ [11, 12, 14], где для синтезированных сплавов фиксируется дефицит жаропрочности относительно литых аналогов.

Для сплава IN718, упрочняемого метастабильными γ'- и γ''-фазами, эффективная энергия активации ползучести в интервале температур 800–900 °С составляет 446–492 кДж/моль [23], т. е. ΔQ = 162–208 кДж/моль против 329 кДж/моль для сплава ВЖС1. Разница отражает разную термодинамическую стабильность упрочняющих фаз: γ''-фаза при температурах >650 °С претерпевает δ-трансформацию и постепенно разупрочняет материал, тогда как γ'-фаза в сплаве ВЖС1 сохраняет когерентность и барьерную функцию вплоть до 950 °С. Показательно и сравнение с γ-аналогом (монокристаллическим сплавом CMSX-4) – однофазным твердым раствором того же матричного состава, но без выделений γ'-фазы, для которого Q ≈ 442 кДж/моль [24]. Разность значений Q для сплавов ВЖС1 и CMSX-4 составляет ~171 кДж/моль и представляет собой дополнительный барьер, который обеспечивает присутствие когерентных выделений.

Значение n = 6,24 превышает диффузионный диапазон (n ≈ 4–5) и соответствует нижней границе диапазона, характерного для дисперсно-упрочненных систем (n ≈ 6–8). Совместно показатели n и Q указывают на единый доминирующий механизм – дислокационное переползание, ограниченное термически активируемым преодолением когерентных барьеров γ/γ'-структуры. Вклад карбидов МС в закрепление границ зерен остается значимым [25–27].

Стационарная ползучесть и длительная прочность – две проекции единого процесса деформационного разрушения, связывает их корреляция Монкмана–Гранта [28]:

$$ \dot{\varepsilon}_{\text{min}}^m \tau = C_{\text{MG}}, \tag{7} $$

где m – показатель, близкий к единице для многих поликристаллических жаропрочных сплавов; C_MC – эмпирическая константа, при m = 1 совпадающая с критической деформацией разрушения.

Испытания на ползучесть проводили при 850–950 °С, на длительную прочность – при 800 и 900 °С, поэтому значения ε_min для расчета показателя C_MC находили по конститутивному уравнению (5). Для температуры 800 °С и напряжений <209 МПа это означает экстраполяцию за пределы экспериментального диапазона, поэтому полученную оценку следует считать ориентировочной.

В соответствии с расчетом, C_MC = 0,02–0,06, что укладывается в указанный в научно-технической литературе диапазон 0,01–0,10 для поликристаллических никелевых сплавов с объемным содержанием γ'-фазы 30–45 %. Физически это означает, что критическая деформация, накапливаемая к моменту разрушения при установившейся скорости, составляет 2–6 %, что согласуется с измеренным относительным удлинением при разрушении (табл. 3). Следует отметить, что скорость деформации для расчета показателя C_MC получена не прямым измерением, а путем расчета по уравнению (5), поэтому проверка не является полностью независимой. С этой оговоркой результат указывает, что в исследованных условиях длительная прочность контролируется тем же стационарным дислокационным механизмом, который определяет кинетику ползучести, а вклад ускоренной III стадии остается ограниченным.

Результаты испытаний сплава ВЖС1 на длительную прочность приведены в табл. 3.

Коэффициент вариации ресурса находится в пределах 9–26 %, что типично для поликристаллических жаропрочных сплавов. Природа разброса стохастическая: время до образования критического дефекта зависит от локальной конфигурации границ зерен, расположения карбидов МС и неоднородности γ'-фазы вблизи дефекта, а унаследованная от послойного синтеза неоднородность пространственно модулирует эти параметры. Систематическая связь разброса с длительностью испытания, согласно данным табл. 3, не обнаружена: при 900 °С коэффициент вариации составляет 9–15 % во всем диапазоне τ = 10–111 ч, тогда как при 800 °С он равен 21–26 % при τ = 13–148 ч. Разброс контролируется температурой испытания, а не ресурсом, и коррелирует с изотермическим показателем чувствительности к напряжению: при 800 °С (угловой коэффициент n_τ = 12,04) та же флуктуация локальной прочности соответствует практически вдвое большему разбросу ресурса, чем при 900 °С (n_τ = 7,31).

Чувствительность ресурса к напряжению при фиксированной температуре характеризовали изотермическим показателем n_τ – угловым коэффициентом зависимости «lg τ–lg σ» с обратным знаком. Он составил 12,04 и 7,31 при 800 и 900 °С соответственно, т. е. заметно превышает показатель ползучести n = 6,24. В отличие от показателя ε_min, время до разрушения τ зависит и от скорости стационарной деформации, и от кинетики и роста дефектов, которые добавляют еще одну степенную зависимость от напряжения.

Температурный ход параметра n_τ объясним в модели порогового напряжения. При 800 °С рабочие напряжения 410–500 МПа ближе к порогу σ₀, и из-за нелинейности зависимости τ(σ – σ₀) кажущийся изотермический показатель n_τ завышен. При 900 °С напряжения меньше, но одновременно снижается значение σ₀ из-за частичного растворения мелкой фракции γ'-фазы, соотношение выравнивается, и кажущийся показатель приближается к истинному.

Зависимость ресурса от температуры и напряжения описывали обобщенной модельой:

$$ \tau = A_0\sigma^{-n_\tau} \exp(Q_\tau/RT), \tag{8} $$

где Q_τ – эффективная энергия активации разрушения; A = lg A₀.

Линеаризованная форма

$$ \lg\tau = A - n_\tau \lg\sigma + \frac{Q_\tau}{2,303R}\frac{1}{T} \tag{9} $$

позволяет определить параметры модели путем регрессионного анализа по переменным lg σ и 1/T с учетом совокупности данных при 800 и 900 °С.

Параметры моделей длительной прочности сплава ВЖС1:

• n_τ при 800 °С (изотермическая модель): 12,04
• n_τ при 900 °С (изотермическая модель): 7,31
• n_τ (обобщенная модель): 8,54
• Q_τ, кДж/моль: 699
• Q_τ/Q: 1,14
• lg A₀: –9,71

Эффективная энергия активации разрушения Q_τ = 699 кДж/моль превышает энергию активации стационарной ползучести Q = 613 кДж/моль на 14 %. Смысл различия в том, что показатель Q характеризует барьер стационарному движению дислокаций, а показатель Q_τ – это суперпозиция:

$$ Q_{\tau} = Q + \Delta Q_{\text{damage}}, \tag{10} $$

где ΔQ_damage – эффективная энергия активации процессов накопления дефектов.

Разность ΔQ_damage ≈ 86 кДж/моль соответствует порядку величины энергии активации зернограничной диффузии в никеле (~115 кДж/моль [21]) и согласуется с диффузионной кавитацией как ограничивающей стадией разрушения. Следует отметить, что оценка показателя Q_τ опирается на две температурные точки, поэтому ее статистическая надежность ограничена: это параметр инженерной модели, пригодной для интерполяции в пределах температур 800–900 °С, и при расширении диапазона требует повторной проверки.

Для сведения данных при разных температурах к единой обобщающей кривой применяли параметр Ларсона–Миллера:

$$ P = T(C + \lg \tau), \tag{11} $$

где T – абсолютная температура, К; τ – время до разрушения, ч; C = 20 – безразмерная константа, принятая для никелевых жаропрочных сплавов [29].

Результаты испытаний сплава ВЖС3, синтезированного и термически обработанного в тех же условиях, приведены в табл. 4.

Достигнутые уровни допускаемых напряжений составляют σ₁₀₀₀ ≈ 570 МПа, σ₁₀₀₀ ≈ 290 МПа и σ₁₀₀₀ ≈ 130 МПа. Коэффициент вариации ресурса, оцененный по двум параллельным образцам на каждом уровне нагружения, находится в пределах 2–17 %, характеристики пластичности при разрушении (δ = 3,9–9,6 %, ψ = 4,0–12,0 %) сохраняются на уровне единиц процентов.

Экспериментальные данные обоих сплавов в координатах «lg σ – P» представлены на рис. 7. Путем регрессионного анализа для сплавов ВЖС1 и ВЖС3 получены уравнения lg σ = –0,148P + 6,08 (R² = 0,974) и lg σ = –0,148P + 6,27 (R² = 0,996) соответственно; наклоны совпадают в пределах 95%-ных доверительных интервалов (±0,024 и ±0,006 для сплава ВЖС1 и ВЖС3 соответственно). Совпадение наклонов при различии свободных членов имеет самостоятельное значение: оба сплава разрушаются по одному механизму, а вертикальный сдвиг на 0,19 ед. в логарифмических координатах соответствует превышению допускаемого напряжения в 1,55 раза при равном параметре Ларсона–Миллера. Различие обеспечено прежде всего повышением объемной доли γ'-фазы с 35–40 до 60 % при сохранении бездефектного синтеза.

Допускаемые напряжения для сплава ВЖС1 на ресурсе 100 ч, полученные путем расчета по обобщенной модели (8) и параметрам модели длительной прочности, составляют 409 МПа при 800 °С и 187 МПа при 900 °С, полученные путем регрессионного анализа – соответственно 421 и 184 МПа. Значения допускаемых напряжений при 900 °С согласуются с экспериментальными данными – при 180 МПа среднее время до разрушения составило 110,75 ч (табл. 3). Согласно опубликованным данным [11, 22], для литого сплава IN738LC допускаемые напряжения составляют 420–450 МПа при 800 °С и 170–190 МПа при 900 °С, т. е. достигнутый уровень соответствует литому материалу того же класса по доле γ'-фазы. По данным работ [11, 12, 14], синтезированные версии сплавов IN738LC и IN939 демонстрируют снижение ресурса на 25–35 % относительно литых аналогов, что при n_τ = 7,3–12,0 соответствует уменьшению допускаемого напряжения лишь на 3–6 %, а по обобщенной диаграмме Ларсона–Миллера сплав ВЖС1 соответствует уровню литых сплавов IN939 [30] и IN713LC [31] и превосходит отечественные сплавы ЭП648 и ВЖ159, осваиваемые в технологии СЛС [5–7].

Для сплава ВЖС3 достигнутый уровень σ₁₀₀ при 1000 °С составляет ~130 МПа, что соответствует требованиям к материалам рабочих лопаток турбины низкого давления и близко к уровню литого сплава ВЖЛ12У (~140 МПа).

Заключения

В синтезированном состоянии сплав ВЖС1 представляет собой метастабильный пересыщенный однофазный γ-твердый раствор с иерархической дислокационной субструктурой и высокой плотностью дислокаций; выделения γ′-фазы отсутствуют. Полная термическая обработка формирует бимодальную γ/γ′-структуру из крупной (~(80–150) нм) и мелкой (~(15–40) нм) фракций, возникающих соответственно на первой и последующих ступенях трехступенчатого старения.

По прерванным изотермическим испытаниям сплава ВЖС1 в интервале температур 850–950 °С и напряжений 209–497 МПа определены конститутивные параметры стационарной ползучести: показатель степени по напряжению n = 6,24±0,3 и эффективная энергия активации ползучести Q ≈ 613 кДж/моль. Ползучесть контролируется дислокационным переползанием, ограниченным термически активируемым преодолением когерентных барьеров γ/γ′-структуры; кажущийся показатель n = 6,24 сводится к истинному значению, равному ~(4–5).

Значение Q = 613 кДж/моль отвечает уровню литого сплава IN738LC (590 кДж/моль) – различие 23 кДж/моль не выходит за пределы погрешности определения (±15 кДж/моль) – и более чем в 2 раза превышает энергию активации самодиффузии никеля, что подтверждает определяющее влияние когерентных выделений γ′-фазы на сопротивление ползучести.

Построена обобщенная модель длительной прочности сплава ВЖС1. Эффективная энергия активации разрушения (699 кДж/моль) превышает энергию активации ползучести на 14 %; разница ~86 кДж/моль соответствует порядку энергии активации зернограничной диффузии в никеле, что согласуется с диффузионной кавитацией как ограничивающей стадией разрушения. Корреляция Монкмана–Гранта с константой 0,02–0,06 согласуется с измеренным удлинением при разрушении. Расчетные допускаемые напряжения на ресурсе 100 ч составляют 409–421 и 184–187 МПа при 800 и 900 °С соответственно.

Длительная прочность сплава ВЖС1 соответствует уровню литых сплавов IN939 и IN713LC и превосходит уровень отечественных сплавов ЭП648 и ВЖ159, осваиваемых в технологии СЛС. Для сплава ВЖС3 длительная прочность на ресурсе 100 ч составила 570, ~290 и ~130 МПа при температуре 800, 900 и 1000 °С соответственно. Последнее значение соответствует требованиям к материалам рабочих лопаток турбины низкого давления и близко к уровню литого сплава ВЖЛ12У (~140 МПа). Кинетика ползучести исследована для сплава ВЖС1. Прямое исследование ползучести и механизмов деформации сплава ВЖС3 составляет предмет дальнейших работ. Экстраполяция диаграмм Ларсона–Миллера за пределы экспериментального диапазона имеет оценочный характер, для ее верификации необходимы испытания при температурах <800 °С и больших ресурсах.