The effect of multi-axis forging and heat treatment on the structure and mecanical properties of nickel-iron superalloy
←
→
Транскрипция содержимого страницы
Если ваш браузер не отображает страницу правильно, пожалуйста, читайте содержимое страницы ниже
Письма о материалах т.2 (2012) 257-261 www.lettersonmaterials.com
УДК 669.245:539.25/.4
Влияние всесторонней ковки и термической обработки на структуру
и механические свойства никельжелезного сплава
Мухтаров Ш.Х.†, Нагимов М.И., Ермаченко А.Г.
†
shamil@anrb.ru
Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, ул. Халтурина 39, 450001 Уфа
The effect of multi-axis forging and heat treatment on the
structure and mecanical properties of nickel-iron superalloy
S.K. Mukhtarov, M.I. Nagimov, A.G. Ermachenko
Institute for Metals Superplasticity Problems RAS, Khalturin St. 39, 450001 Ufa
Проведены сравнительные исследования структуры, A comparative analysis of structure, mechanical proper-
механических свойств и поверхности изломов ультра- ties and fracture surfaces of ultrafine grained Inconel 718
мелкозернистого никельжелезного сплава Inconel 718 obtained by multiple isothermal forging is performed.
полученного всесторонней ковкой и термической обра- The refinement of structure down to 80 nm via multiple
боткой. Показано, что измельчение структуры до сред- forging results in the strength increase and in the room
него размера зерен фаз d=80 нм приводит к повышению temperature plasticity decrease. After the heat treatment
прочности при комнатной температуре с одновремен- the alloy (d=4 mm) had gained ultimate tensile strength
ным снижением пластичности. После термической об- of about 1520 MPa that is 15% higher than that of coarse
работки временное сопротивление разрыву сплава 1520 grained alloy. Room temperature fatigue test for 105 cycles
МПа, (d=4 мкм), что на 15% выше крупнозернистого. revealed the rise of the durability of heat treated alloy by 1.7
Усталостные испытания при комнатной температуре по- times as compared to the coarse grained alloy.
казали повышение прочности данного состояния сплава
на базе 105 циклов более чем в 1,7 раза по сравнению с
крупнозернистым.
Ключевые слова: ультрамелкозернистый сплав, никель-же- Keywords: ultrafine grained alloy, nickel-iron superalloy, heat
лезный сплав, термообработка, механические свойства treatment, mechanical properties
Введение решетка), а дополнительное упрочнение за счет g′ фазы
(Ni3Al(Ti), ГЦК решетка), d фазы (Ni3Nb, орторомбиче-
Известно [1], что формирование ультрамелкозернистой ская решетка) и карбидов [5]. В МЗ и УМЗ сплавах при
(УМЗ) структуры позволяет достигнуть высокого уров- ВИК на основе растворенной g″ фазы выделяется боль-
ня прочностных свойств в металлах и сплавах, в кото- шое количество d фазы, что повлияло на свойства сплава
рых традиционными методами термической обработки [2, 6].
их получить невозможно. В никельжелезном сплаве В работе [6] приведены некоторые механические
Inconel 718, широко применяемом в авиадвигателестро- свойства УМЗ сплава. Показано, что временное сопро-
ении, сформировать УМЗ структуру можно используя тивление разрыву дуплексного g+d УМЗ сплава (d=0,08-
всестороннюю изотермическую ковку (ВИК) и прокат- 0,1 мкм) при комнатной температуре 1920 МПа. Для
ку [2]. В настоящее время этот сплав в мелкозернистом данного сплава используемого в широком интервале
(МЗ) состоянии используется для изготовления панелей температур от -253 до 760°C обычно применяется тер-
сверхпластической формовкой [3]. Формирование в мическая обработка по стандартному режиму [7].
сплаве УМЗ структуры позволяет снизить температуру В связи с тем, что данных по механическим свойст-
сверхпластичности [4], что важно для труднодеформи- вам сплава Inconel 718 с УМЗ структурой после терми-
руемых сплавов на основе никеля. ческой обработки недостаточно, подобные результаты
В крупнозернистом (КЗ) сплаве Inconel 718 основ- являются весьма актуальными. Целью настоящей ра-
ное упрочнение осуществляется за счет выделения ди- боты является исследование структуры и механических
сперсных частиц метастабильной g″ фазы (Ni3Nb, ОЦТ свойств сплава Inconel 718 подвергнутого ВИК и упроч-
няющей термической обработке.
257Мухтаров Ш.Х. и др. / Письма о материалах т.2 (2012) 257-261
2. Материал и методики эксперимента сравнения с известными результатами [7] на промыш-
В качестве материала исследования был выбран горяче- ленном сплаве.
деформированный дисперсионно-твердеющий никель- Микроструктурные исследования проведены с ис-
железный сплав Inconel 718 (Ni-18Cr-0.6Al-1.1Ti-18Fe- пользованием оптического микроскопа Olympus GX51 и
5Nb-2.9Mo-0.1Co, % вес.), изготовленный фирмой Pratt сканирующего микроскопа (СЭМ) JXA-6400.
& Whitney с КЗ структурой (d=17 мкм).
Материал для исследований был получен методом 3. Результаты и их обсуждение
ВИК [1, 2, 6, 8]. Ковка проводилась с поэтапным пониже-
нием температуры с 950 до 575°С. Суммарная степень де- При ВИК в результате деформации при высоких тем-
формации оценивалась по истинному относительному пературах g″-фаза преобразуется в орторомбическую
сжатию, рассчитанному по формуле: φ = Σln(hi-1/hi), где d-фазу. После такой обработки с понижением темпера-
hi-1 и h – начальная и конечная высота поковки в каждом туры до 800°С и 575°С микроструктура исследуемого
проходе осадки [8]. Накопленная степень деформации сплава представляет собой дуплексный g+d сплав, изо-
составила φ = 20 для МЗ сплава и φ = 45 для УМЗ сплава. браженный, соответственно, на Рис. 1а и 1б. Средний
Кованные заготовки термообработаны по режиму: от- размер зерен фаз был, соответственно: 1 мкм и 0,1 мкм.
жиг при 980°C/1 час выдержки, старение при 720°C/8 ча- Пластины d-фазы с некогерентными границами равно-
сов, охлаждение с печью до 620°C, выдержка при 620°C мерно распределены в структуре.
при суммарной продолжительности старения не менее Механические свойства сплава подвергнутого все-
18 часов. При этом стандартная температура обработки сторонней ковке с различным размером зерен g и d фаз
сплава на твердый раствор может варьироваться в пре- показаны в таблице 1. Свойства исследуемого дуплек-
делах: 941-1010°C±14°C [7]. сного сплава, приведены в сравнение с КЗ сплавом, под-
Механические свойства на растяжение определяли вергнутым упрочняющей термической обработке. Про-
при 650°C и комнатной температуре на универсальном чность МЗ сплава ниже, а пластичность выше в 1,5 раза
динамометре "INSTRON-1185"с использованием пло- по сравнению с КЗ сплавом, подвергнутым термической
ских образцов, с размером рабочей части 5 мм x 2 мм обработке. УМЗ сплав показал повышение прочности
x 15 мм. Длительную прочность определяли при испы- ≥1,5 раза при снижении пластичности.
тании образцов с размерами рабочей части диаметром Исследование поверхности изломов растянутых
3 мм x 18 мм на установке ATS 2330. Усталостную про- образцов показало, что при малом увеличении повер-
чность определяли на испытательной машине Schenck хность излома имеет зоны сдвигового разрушения
HYDROPULS PSA 10 при испытании образцов с разме- (Рис. 2а), характерные хрупкому материалу [9], а при
рами рабочей части диаметром 4 мм x 25 мм по схеме большом увеличении излом ямочный, субмикрометри-
растяжение-растяжение. Испытания образцов проводи- ческого масштаба (Рис. 2б), характерный для нанострук-
ли при частоте 10 Гц и напряжениях 910 и 696 МПа для турных материалов [10].
а) б)
Рис. 1. Микроструктура сплава Inconel 718 после ВИК со средним размером зерен: (a)-1 мкм; (б)-0,08 мкм, СЭМ.
Та б л и ц а 1
Механические свойства при комнатной температуре сплава Inconel 718 подвергнутого ВИК.
Средний размер зе- Временное сопротивле- Условный предел
Фазы d, % y, %
рен фаз, мкм ние разрыву, МПа текучести, МПа
- а ≥1276 ≥1034 ≥12 ≥15
g+g″
1 [6] g+d 1184 920 21,9 22,2
0,3 [6] g+d 1560 1300 5,1 11,0
0,08 [6] g+d 1920 1845 4,8 6,1
а
после упрочняющей термической обработки по Аэрокосмической спецификации на материал АМS5662 [7].
258Мухтаров Ш.Х. и др. / Письма о материалах т.2 (2012) 257-261
а) б)
Рис. 2. Фотографии поверхности изломов УМЗ сплава (d = 0,08 мкм) при различных увеличениях.
При ВИК в сплаве Inconel 718 выделяется большое испытаний показало, что поверхность излома имеет
количество мелких частиц d-фазы по границам g зерен, ямочный вид, характерный для пластичных материалов
которые благоприятно сказываются на сверхпластиче- (Рис. 4а, б).
ских свойствах этого сплава [4]. При этом уменьшение Результаты исследования на длительную прочность
среднего размера зерен g и d фаз повышает прочностные представлены в Таблице 3. Показано, что при температу-
свойства сплава при комнатной температуре более чем в ре 650°С с уменьшением среднего размера зерен g-фазы
1,5 раза по сравнению со стандартными требованиями. уменьшается длительная прочность и повышается пла-
Исследование образцов с МЗ и УМЗ структурами по- стичность. Указанные свойства получены при напряже-
сле стандартной термической обработки показало, что в нии 710 МПа, что несколько выше, чем указано в специ-
обоих состояниях формируется однородная структура фикации на материал (689 МПа) [7].
со средним размером зерен 4-5 мкм. В структуре видна В исследуемом сплаве при проведении ВИК выде-
не растворившаяся глобулярная зернограничная d-фаза ляется большое количество зернограничной d-фазы,
(Рис. 3а, б)., объемная доля которой составляет 2,9% для причем при понижении температуры деформации ее
сплава с МЗ структурой после термической обработки и объемная доля увеличивается. После проведения вы-
3,3% для УМЗ сплава. сокотемпературного отжига (980°С) по стандартному
Механические свойства при комнатной температуре режиму в структуре осталось некоторое количество не
сплавов после ВИК и термической обработки, представ- растворившейся зернограничной d-фазы, которая сдер-
лены в таблице 2. Уменьшение среднего размера зерен живала рост g зерен. В результате этого исходные МЗ
g фазы до 4 мкм и присутствие d фазы приводит к уве- и УМЗ структуры после термической обработки сохра-
личению временного сопротивления разрыву на 15% и нили тенденцию различия размера зерен. Исследование
условного предела текучести на 5% при комнатной тем- механических свойств сплава после термической обра-
пературе с тем же уровнем пластических свойств. ботки показало, что при уменьшении среднего размера
Сравнительные усталостные испытания при комнат- зерен g-фазы наблюдалось повышение временного со-
ной температуре термообработанных сплавов показали, противления разрыву и условного предела текучести при
что образец МЗ сплава на базе 106 циклов не разрушил- комнатной температуре и некоторого снижение длитель-
ся, а образцы из МЗ и УМЗ сплавов на базе 105 циклов ной прочности (Табл. 2, 3).
превышают свойства КЗ сплава более чем в 1,7 раза. Ис- Температура полного растворения d фазы в зависи-
следование разрушенных образцов после усталостных мости от плавки сплава колеблется от 980 до 1010°С. Та-
а) б)
Рис. 3. Микроструктура сплава Inconel 718 после ВИК и термической обработки (ТО): (a) – МЗ структура+TО; (б) – УМЗ
структура+TО
259Мухтаров Ш.Х. и др. / Письма о материалах т.2 (2012) 257-261
ким образом, с одной стороны формирование в сплаве ряя d фазу и затем, выделяя g″ фазу, можно получить из
МЗ или УМЗ структуры, посредством ВИК, способст- УМЗ структуры различные размеры зерен g фазы с нали-
вует сверхпластической деформации сплава при низких чием или без выделений d фазы. Причем большее рас-
температурах. С другой стороны, варьируя температурой творение d фазы будет приводить к большему размеру
в пределах стандартной термической обработки, раство- g зерен и большему объему упрочняющих выделений
Та б л и ц а 2
Механические свойства сплава Inconel 718 после ВИК и ТО
Усталостная
Временное со- прочность
Условный предел Средний размер
Состояние противление d, % y, %
MПa Кол-во
текучести, МПа зерен g фазы, мкм
разрыву, МПа циклов
АМS5662[7] а ≥1034/862 ≥12/12 ≥15/15 - - -
≥1276/1000
910 б
КЗ+TО [11] 1428/1176 1180/976 19/18 20/32 11-22 10 5
696 б
10 6
MЗ+TО 910 >1.7×105
1488/1169 1234/995 17/23 23/45 5
696 >106
УМЗ+TО 1520/1164 1252/993 19/21 35/42 4 910 >1.7×105
a
при комнатной температуре / 650°C;
б
при среднем размере зерен 20 мкм [7].
а) б)
Рис. 4. Фотографии поверхности изломов образцов после усталостных испытаний: а) МЗ структура +ТО, б) УМЗ структура +ТО
Та б л и ц а 3
Длительная прочность при 650°C сплава Inconel 718 после ВИК и ТО.
Состояние Средний размер зерен g-фазы, мкм Напряжение, МПа Время, час d, % y, %
AMS 5662 - 689 ≥23 ≥4 -
КЗ+TО 11-22 48,5 17,7 23,4
МЗ+TО 5 710 29,8 20,2 61,0
УМЗ+TО 4 27,0 25,3 73,5
g″фазы при старении. Это, несомненно, повлечет за со- 2. Испытания на усталость при комнатной темпера-
бой изменение свойств сплава. туре термообработанных образцов из сплава Inconel 718
показали, что мелкозернистый сплав на базе 105 циклов
более чем в 1,7 раза превышает свойства крупнозерни-
4. Выводы стого сплава.
1. Показано, что с уменьшением размера зерен g фазы Литература
до 4 мкм термически обработанного сплава Inconel 718
1. R.R. Mulyukov, A.A. Nazarov, R.M. Imaev. Russian
временное сопротивление разрыву при комнатной тем-
Physics Journal. 51, 492 (2008).
пературе повышается на 15% с сохранением уровня дли-
2. Sh. Mukhtarov, V. Valitov and N. Dudova, in: E.A. Loria (Ed.),
тельной прочности.
260Мухтаров Ш.Х. и др. / Письма о материалах т.2 (2012) 257-261
Superalloys 718, 625, 706, and Various. Derivatives. 507 (2005). J.S. Marte, N. Dudova. Mater. Sci. Forum. 584-586, 458 (2008).
3. M.W. Mahoney, in: E.A. Loria (Ed.),Superalloys 718 - metallurgi- 9. M.Kh. Rabinovich and M.V. Markushev. Journal of Materials
cal and applications. 391 (1989). Science. 31, 4997 (1996).
4. V.A. Valitov, O.A. Kaibyshev, Sh.Kh. Mukhtarov, B.P. Bewlay, 10. K.S. Kumar, S. Suresh, M.F. Chisholm, J.A. Horton, P. Wang.
M.F.X. Gigliotti. Materials Science Forum. 357-359, 417 (2001). Acta Materialia. 51, 387 (2003).
5. Y. Huang, T.G. Langdon. J. Mater. Sci. 42, 421 (2007). 11. L.M. Bernshtein, A.P. Matevosian, V.S. Sandler. Deformation
6. Sh.Kh. Mukhtarov. Effect of grain size on the Superplastic behav- and properties of aerospace material technique – Moscow.
ior of a nanostructured nickel-based superalloy. // Mater. Sci. Metallurgiya. (1982), 376 p. (in Russian) [Деформация и свой-
Forum. 633-634, 569 (2010). ства материалов для авиационной и космической техники.
7. http://www.specialmetals.com/documents/Inconel%20 alloy%20 / Л.М. Бернштейн, А.П. Матевосьян, В.С. Сандлер - М.:
718.pdf Металлургия, 1982, 376 с.]
8. Sh.Kh. Mukhtarov, V. Valitov, M.F.X. Gigliotti, PR Subramanian,
261Вы также можете почитать
