Все жаропрочные сплавы на никелевой основе целесообразно подразделить на следующие две группы:
1. Сплавы ЭИ437, ЭИ617, ЭИ826, ЭИ929, ЭП57, ЭП220, ЖСЗ,ЖС6, ЖС6К, ЭП539, ЭИ698, содержащие Ti и А1 и упрочняющиеся вследствие образования интерметаллидной фазы γ' [N3(Ti, A1)].
2. Сплавы ЭИ827, ЭИ828, ЭИ867, ЭП109, ЭП238, содержащие только алюминий и упрочняющиеся фазой Т3А1. К этой группе сплавов относиться и сплав ХН60ВТ, имеющий обозначение ЭИ 868. Сплавы такого типа в деформированном состоянии раньше за рубежом практически не применялись. Для легирования основного твердого раствора отечественных сплавов используют одновременно молибден и вольфрам, в то время как в серийные зарубежные сплавы вводили только молибден.
Исследованиями показано, что разупрочнение сплавов с вольфрамом и молибденом меньше, чем при наличии только одного молибдена. В Англии никельхромотитанистые сплавы известны под марками нимоник 80, 80А, 90, 95, 100, 105 и 115; в США — под марками инконель X, инко 550, 700, 71ЗС, удимет 500, удимет 700, рене 41, никротанг [3].
В результате сложного легирования у сплавов этой группы достигнуты более высокие жаропрочные свойства по сравнению со сплавами на железной и даже кобальтовой основах.
Металлический никель при 800 0С имеет 100-ч длительную прочность 40 МПа. Присадка 20% Сг к никелю сравнительно мало упрочняет твердый раствор при высоких температурах и повышение предела длительной прочности составляет 25-30%. Хром улучшает окалиностойкость и, кроме того, повышает энергию связи атомов в твердом растворе системы Ni—Cr—Fe.
Введение в сплавы 2,5-3,0 % Ti способствует образованию высокодисперсных интерметаллидных фаз при умеренных температурах, увеличивая тем самым сопротивление сплава пластической деформации и повышая 100-ч длительную прочность при 800 0С до 150 МПа. Внедрение в нихромовые сплавы титана вместе с бором повышает ее до 200 МПа. Еще более значительному росту жаропрочности способствует увеличение содержания титана или алюминия (или их суммы) вместе с бором и тугоплавкими элементами - W, Мо или Nb. Установлено, что характеристическая температура, пределы длительной прочности и внутреннее трение с внедрением титана в никель и в хромоникелевые (никельхромистые) сплавы повышаются. Известно, что между скоростью роста частиц второй фазы при старении сплава на никелевой основе и длительной прочностью имеется определенное соответствие. Присадка бора ускоряет процессы укрупнения частиц.
Никелевые сплавы марок ЭИ 868, ЭИ 929 и др. обладают высокой стабильностью свойств, определяемых при длительных испытаниях на разрыв, что подтверждено неоднократными испытаниями в лабораторных и промышленных условиях. Между длительной прочностью, твердостью при соответствующей температуре испытания и количеством упрочняющих фаз, образующихся в результате термической обработки хромоникелевых сплавов, наблюдается определенная зависимость. С повышением содержания титана или алюминия или их суммы в никельхромистом сплаве увеличивается количество интерметаллидной фазы типа γ' [Ni (Ti,A1)] или фазы Ni3Al .
С понижением температуры растворимость титана в двойной и в тройной системах резко падает. Так, при 750 0С в двойной системе Ni-Ti растворимость титана составляет уже 10%, а в тройных сплавах с 20% Сг — примерно 4%. По-видимому, при дальнейшем снижении температуры растворимость титана Ni - Сг твердом растворе еще более резко падает и сплавы с содержанием титана меньше 4% при комнатной температуре, возможно, уже являются двухфазными. Однако в состав жаропрочных сплавов, кроме титана, как правило, входит алюминий. Согласно диаграммам состояния системы Ni—Al—Ti, алюминий оказывает значительное влияние на растворимость титана в никеле. Так, при 1150 0С растворимость титана в никеле снижается с 13 до 8% при содержании 5% А1. При 750 0С это явление еще более ярко выражено. Аналогичное действие на растворимость алюминия в никеле оказывает титан.
Насыщенный γ- раствор титана в никеле находится в равновесии с интерметаллидным соединением Ni3Ti (τ)-фаза с гексагональной решеткой в двойной системе без алюминия и в тройной системе при малых концентрациях алюминия. Насыщенный (γ) твердый раствор алюминия в никеле находится в равновесии с у-фазой с гранецентрированной кубической решеткой, построенной на базе соединения N3А1. В тройной системе в области более высокого содержания алюминия, γ'-фаза представляет основную вторую фазу. Растворимость обоих соединений [Ni3Ti (τ)-фаза) и γ'-фазы в твердом растворе в зависимости от температуры из меняется, что сообщает сплавам способность к дисперсионному упрочнению.
При введении хрома в двойные и тройные сплавы системы Ni-Al-Ti механизм превращений в этих сплавах не меняется, но кривые растворимости смещаются в сторону меньших концентраций. Кроме того, изменяется энергия связи атомов в кристаллической решетке и скорости диффузии хрома и титана.
Наиболее распространенной фазой, играющей главную роль в упрочнении жаропрочных сплавов на никелевой основе и ряда сплавов на никелевой основе, является γ'-фаза. Она имеет гранецентрированную кубическую решетку, близкую к решетке γ-твердого раствора, но несколько большего параметра, и по химическому составу приближается к соединению Ni (Ti,Al); γ'-фаза содержит небольшие количества хрома.
Известно, что закаленный пересыщенный твердый γ-раствор по существу не является однородным в отношении распределения атомов алюминия и титана в решетке растворителя. В зависимости от скоростей охлаждения и состава величина этой неоднородности различна. Имеются области, настолько обогащенные титаном и алюминием, что в них возможно образование сверхструктуры с размерами от 80 до 1000 А. Сплавы с большим содержанием алюминия и сложнолегированные сплавы типа ЭИ617 уже при охлаждении на воздухе подвергаются распаду, что отмечается по разнице в твердости сплава, закаленного в воде и на воздухе. В зависимости от температуры и продолжительности выдержки при старении сплава типа ХН77ТЮ (ЭИ437А) наблюдаются следующие изменения. При нагреве до 500 0С в закаленном на твердый раствор сплаве каких-либо структурных изменений не наблюдается. В интервале 500-600 0С [3] изменяется характеристическая температура, которая достигает при этом максимального значения. Величины изменения среднеквадратичных смещений атомов в решетке при тепловых колебаниях становятся минимальными, что указывает на увеличение сил связи атомов в кристаллической решетке. В этом интервале температур период решетки не изменяется, что свидетельствует лишь о подготовительном процессе диффузионного перераспределения атомов титана и алюминия без перестройки решетки.
Усиленная подвижность атомов, характеризуемая изменением динамических и статических смещений, наблюдается при 700 0С,что сопровождается выделением γ'-фазы, обогащенной титаном и алюминием. Уменьшение периода кристаллической решетки также свидетельствует об образовании γ'-фазы. Нагрев при 800 0С сначала вызывает ускорение процессов выделения γ'-фазы, а затем перестройку решетки из кубической в гексагональную. Рост частиц и перерождение кубической γ'-фазы отмечают многие исследователи. Процессы, протекающие при старении в хромоникельтитанистых сплавах с алюминием, сопровождаются изменением физических и механических свойств: изменяются параметр решетки, удельное электросопротивление [3].
Установлено, что предварительное разупрочняющее высокотемпературное старение приводит к значительному развитию сдвиговой деформации. Несмотря на межзеренный характер разрушения, этот сплав сохраняют высокую пластичность. С увеличением содержания титана или алюминия или их I суммы увеличивается количество γ'-фазы или фазы Ni3Al и их термическая стойкость. При этом алюминий оказывает очень сильное влияние на количество γ'-фазы в никельхромотитанистых сплавах. С повышением количества алюминия содержание легирующих элементов в γ'-фазе резко возрастает. Сплавы на никелевой основе (без титана) упрочняются вследствие образования фазы Ni3Al, которая также повышает их жаропрочные свойства. Таким образом, алюминий представляет ценный легирующий элемент в аустенитных сталях с высоким содержанием никеля, особенно в сплавах на никелевой основе. Одновременное введение титана и алюминия действует более эффективно, чем добавка только титана. Алюминий, вводимый в сложнолегированные никельхромистые жаропрочные сплавы, оказывает очень сильное влияние на повышение жаропрочных свойств этих сплавов, причем тем большее, чем выше его содержание. Однако если количество алюминия больше 3- 4%, то возникают затруднения при ковке, что и ограничивает возможность более сильного легирования этим элементом труднодеформируемых жаропрочных сплавов [3, 4].
Жаропрочный и жаростойкий сплав на никелевой основе ЭИ868 относится к группе хромоникелевых сплавов и достаточно широко применяется при изготовлении деталей двигателей, работающих при достаточно высоких температурах и испытывающих повышенные нагрузки. Довольно часто в научной и технической литературе сплав ЭИ868 встречается под своим устаревшим названием - сплав ХН60ВТ [3,4]. Химический состав сплава ЭИ868 (в %) согласно ТУ 14-1-1747-76 [5] представлен в табл.1, механические свойства сплава представлены в табл.2 [5, 6].
Таблица 1
Химический состав хромоникелевого сплава ЭИ868, % по массе
(ТУ 14-1-1747-76) [5].
| C | Cr | W | Ti | Ni | Al | Fe | Mn | Si | Cu | S | P |
| не более | |||||||||||
| 0,10 | 23,5-26,5 | 13-16 | 0,3-0,7 | Основа | 0,5 | 4,0 | 0,50 | 0,80 | 0,07 | 0,013 | 0,013 |
Некоторые механические и физические свойства хромоникелевого сплава представлены в табл.3-8. Сплав ЭИ868 удовлетворительно деформируется в горячем и в холодном состоянии. Температурный интервал горячей деформации составляет 1180-10500С. Охлаждение после деформации производиться на воздухе. Сплав можно деформировать глубокой вытяжкой. Придельный коэффициент вытяжки составляет 2,06. Сплав удовлетворительно обрабатывается резанием. Сплав ЭИ868 (ХН60ВТ) применяется в деталях камер сгорания, форсажных камерах авиационных двигателей, в качестве элементов жаровых труб, экранов и других деталей, работающих длительное время при температурах 900-10000С.