симс (Симс Ч.Т., Норман С.С., Уильям С.Х., - 1995 Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок. Том 2), страница 58

К недостаткам направленных (ориентированных) эвтектических композиционных материалов относятся их низкая сдвиговая прочность и прочность в поперечном направлении, однако основными факторами, препятствуюшими их практическому применению, являются все-таки низкие скорости затвердевания и высокая стоимость. Кроме того, уже сушествующие монокристаллические суперсплавы обладают настолько высокими характеристиками, что вполне способны конкурировать с эвтектиками, а рабочие лопатки турбин из монокристаллическнх суперсплавов уже внедрены в произвол- ство. Таким образом, существующие на данный момент эвтек- ' В отечественное литературе чаше используют термин 'иапрааленнаи кристаллиаанни". Прнлс перев. 298 тические композиционные материалы на основе никеля вряд ли могут рассматриваться как полноценная замена для моно- кристаллических никелевых сплавов. Однако на основе системы Ре — Мп — Сг-С уже разработано несколько высокопрочных сплавов, способных работать в особо тяжелых условиях, где такой недостаток, как высокая стоимость, уже не является критическим фактором, С учетом незначительного практического распространения эвтектических металлических систем здесь будет приведен лишь краткий обзор их свойств.

Изготовление. В процессе охлаждения эвтектического или почти эвтектического состава в "нормальной" эвтектической системе при ступенчатом температурном градиенте формируется волокнистая или пластинчатая (ламельная) структура, имеющая явно выраженную преимушественную направленность. Входящие в состав структуры а- и В-фазы могут быть сплавами, интерметаллическими соединениями или же неметаллами, например карбидами.

Необходимым условием роста направленной структуры является поддержание отношения температурного градиента между жилкой и твердой фазами 0 к скорости затвердевания 1с на строго определенном критическом уровне. Слишком низкое отношение ст/й приводит к образованию ненаправленной дендритной структуры или частично направленной (яченстой) структуры.

Йля сохранения плоской границы раздела между твердой и жидкой фазами, что совершенно необходимо для формирования направленной структуры, важными условиями также являются наличие инертной атмосферы и высокая чистота исходных материалов. Среди преимуществ такого метода получения композиционных материалов следует отметить его простоту и возможность управления прочностью материала за счет изменения его микроструктуры путем либо изменения Л, либо последующей термообработки затвердевшего материала, в результате которой в его матрице появляются частицы упрочняюших выделений. В общем случае расстояние между волокнами или пластинками в матрице Л пропорционально 7Г'~а.

Прочность. Сводка данных о химическом составе высоко- прочных кобальтовых, никелевых и железных эвтектик приведена в таблице 19лн Многие из этих сплавов после затвердевания подвергаются термообработке, приводящей к улучшению прочностных характеристик при растяжении, ползучести и усталостных испытаниях. В никелевых системах упрочнение 299 Т а б л и а ° 19д Светав высокотсмисратуриыл автсктвчесввв сплавов Содернанне, % (по массе) Сплав Уу М Со Сг А! )ЧЬ Та С Другис Волокнистый Мгас 0,05 Мгас 13 69 63 3,3 10 5 4,4 5,4 14,9 — В,1 1,1 0,54 3,1%; 6,2ве; 56Ч 10% ю% 3% 10 4 10 5 Ю 15,7 пст. Ю пст.

10 10 56 9,5 59 4,9 4,7 13 12 Со!ас 74 Согас 741 Со!ас 3 нли ЗЗа 0,10 Со!ас 50В3% 0,10 у /у-Мо (АС-15) Одб 3' /у — Мо (АС-34) ОДО Согас 744 65,5 — — В,1 26,4 Мо 31,2 Мп 10%; 2 62,5 ест. 10 Пластннчатый 2' /У-О (6% Сг)0,37 У /У вЂ” О (0% Сг)0,3 3' о 0,26 и!9Та-)Ч!зА! 0 35 3' /у-М,Та М вЂ” МзТа у' — б 0,44 ММ-246 71,5 76,5 66,7 64,1 67,6 63 ссг.

10 6 2,5 2,5 4,9 3,7 4,4 9 5,5 Ю 21 23З 31 2Ц7 37 23,4 1,5 0,15 2,яг(п! Ю%; 1,5Т!; 0,015 В; 0,05 Хг а 1300 сС, 2 ч! 1000 пС, 24 ч, оклавденнс на воздуке. при термообработке достигается за счет наличия избыточного алюминия, приводящего к выпадению в матрице выделений у'-фазы. Сплавы %-А1-Мо (у/у' — а) особенно выделяются резким повышением прочности после растворяющего отжига (за счет смешения распределения выделений у/у'-фазы в область меньших размеров) и повторным упрочнением после старения, приводящего к выпадению избыточных упрочняюших фаз (например, пластинок Мо и частиц интерметаллидов г((кМо) [23[.

К сожалению, это повышение прочности сопровождается сильным падением пластичности. Механические свойства эвтектнк очень чувствительны к изменению расстояния между упрочняюшими элементами Л; при низких температурах уменьшение величины Л вызывает повышение прочности, тогда как при температурах, приближаю- 300 спп Рис,19.5. Сравнение длительной прочности некоторык звтектичсскик сплавов (1 — МзА! — )Ч!з)ЧЬ, у — б; г — М-20Со-10Сг-ЗА1-ТаС; 3— Со — 20Сг — 10М вЂ” ТаС; 4 — Со, Сг-(Сг,Со) Сз) н сплава РЯ МАП вЂ” М 200 (направленно-закрисгаллизонаннпго) (5) пп параметру Ларсона — Миллера, Р=Т(20яь!Вгя) 1241 и гпп гпп пп бп ай сг бп бг пб б! 54 д ьгб'и/ 301 шихся к температуре плавления эвтектики, возможна деградация свойств материала при малых значениях Л.

Это связано с проскальзыванием по межламельным границам и (или) по границам зерен. Механические свойства эвтектик с преимущественно ориентированной структурой при любом их составе в направлении, перпендикулярном оси выстраивания структуры, недостаточно высоки и в большинстве случаев еще более ухудшаются с ростом температуры. Это серьезно ограничивает возможности использования эвтектик в газовых турбинах, хотя в некоторых случаях, например для Х!(ас и у/у'-б сплавов, добавками небольшого количества бора или углерода удается улучшить их прочность в поперечном направлении.

Ползучесть и длительная лрочность. Эвтектикн с преимущественно ориентированной структурой (например, у/у'-б и )ч)1(ас -14В), как видно из рис. 19.5, обладают прекрасными характеристиками ползучести и длительной прочности в продольном направлении [24[. Энергия активации ползучести эвтектик, как правило, выше, чем в обычных сплавах, что, вероятно, связано с более слабой диффузией в упорядоченных интерметаллических соединениях или карбидах тугоплавких металлов, которые чаше всего и служат армируюшими эвтектику фазами.

Для снижения деформации ползучести изделий из эвтектических композиционных материалов помимо увеличения скорости затвердевания заготовок применяют операции последующей термообработки. Так, например, термообработка, стимулирующая выпадение мелкодисперсных выделений ТаС между волокнами, приводит к значительному повышению длительной прочности кобальтовых, хромовых и %-ТаС (Согас) сплавов [25]. Усталость. Эвтектики, как правило, отличаются прекрасной усталостной прочностью при испытаниях в условиях циклического растяжения. 11ля сравнения, если никелевые суперсплавы при 22 оС обычно имеют значение отношения предела усталости к пределу прочности при растяжении равное 0,25 — О,З, то для эвтектических сплавов Сосас это отношение возрастает до О,б2, а для эвтектики З/Х'-б .

(0% Сг) — до 0,84. При повышенных температурах это отношение для сплавов Согас и %гас возрастает до еще более высоких значений. Банные по усталости, контролируемой деформацией, остаются разрозненными. Полное исследование малоцикловой усталости простого %~ас сплава (%, Сг — ТаС) показало, что для него выполняется соотношение Коффина — Менсона между амплитудой пластической деформации Ае и долговечностью М, [гб]: Мт бор=С, Р (19.2) Стоикость этого сплава в уловиях малоцикловой усталости выше, чем литого никелевого суперсплава Пепе 80 при 871 оС. Более высокопрочный сплав %Гас-14В по своему сопротивлению малоцикловой усталости превосходит многие суперсплавы, включая и монокристаллический сплав 11-700 [27]. Термоусталость.

Свойства усиленных карбидами эвтектик после термоциклирования могут меняться в широких пределах. Имеются данные о значительном повреждении сплавов %-ХЪС, (%,Сг)-ХЬС, (Со,Сг)-1ЧЬС и (Со,Сг) — ТаС при термоциклировании путем электроразогрева при пропускании тока в интервале температур 400 — 1120 оС за две минуты [28]; в работе [25], наоборот, сообщается о незначительном влиянии термоциклирования от 23 до 1000 еС на сплавы %гас и Согас даже при одновременном механическом нагружении образцов. Высоколегированный сплав %гас не обнаруживает никаких микроструктурных изменений после 3000 термоциклов от 400 ло 1120 оС.

Кобальтовые сплавы по самой своей природе менее стабильны в условиях термоциклирования, чем 302 никелевые, из-за протекания в них г.п.у. — г.ц.к. фазового превращения и очень сильного межплоскостного проскальзывания, характерного для г.п.у. структуры [29]. Пва никелевых сплава, армированных волокнами МЬС, Согас 74 и СоГас 741, в которых никелевая матрица упрочнена выделениями т'-фазы, а твердый раствор упрочнен вольфрамом, показывают гораздо более высокую стойкость в условиях термоциклирования, чем сплавы, армированные ТаС [ЗО].