МІНІСТЕРСТВО ОСВІТИ І НАУКИ УКРАЇНИ

ЛУЦЬКИЙ ДЕРЖАВНИЙ ТЕХНІЧНИЙ УНІВЕРСИТЕТ

Зайчук Наталія Петрівна

УДК 699.15-194.56:678.016

РОЗРОБКА МЕТОДУ ПІДВИЩЕННЯ РОБОТОЗДАТНОСТІ ДЕТАЛЕЙ, ВИГОТОВЛЕНИХ ІЗ АУСТЕНІТНИХ ЖАРОМІЦНИХ СТАЛЕЙ ТА СПЛАВІВ

05.02.01 матеріалознавство

Автореферат дисертації на здобуття наукового ступеня

кандидата технічних наук

Луцьк – 2004

Дисертацією є рукопис.

Робота виконана в Луцькому державному технічному університеті на кафедрі матеріалознавства і обробки металів тиском, Міністерство освіти і науки України, м. Луцьк

Науковий керівник: кандидат технічних наук, доцент

Пашинський Леонід Миколайович,

Луцький державний технічний університет,

доцент кафедри матеріалознавства та обробки металів тиском.

Офіційні опоненти: доктор технічних наук, професор,

професор кафедри машин і обладнання АПК, зав. лаб. високотемпературних матеріалів і покритів

Дзядикевич Юрій Володимирович,

Тернопільська академія народного господарства, Міністерство освіти і науки України;

кандидат технічних наук, доцент,

доцент кафедри експлуатації машин і транспорту Львівського державного аграрного університету МОН України Хом’як Йосип Васильович,

Провідна установа: Фізико-механічний інститут НАН України ім. Г.В.Карпенка, відділ структурної механіки руйнування та оптимізацій властивостей матеріалів

Захист відбудеться “29жовтня 2004 року о 11 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради К 32.075.01 при Луцькому державному технічному університеті за адресою: 43018, м.Луцьк, вул. Львівська, 75.

З дисертацією можна ознайомитись в науковій бібліотеці Луцького державного технічного університету (м. Луцьк, вул. Львівська, 75).

Автореферат розісланий “28вересня 2004 р.

Вчений секретар

спеціалізованої вченої ради Гусачук Д.А.

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність теми. Жароміцні сталі та сплави використовують для виготовлення деталей, які працюють при підвищених температурах у напруженому стані, спричиненому розтягом, стиском, крученням і вібрацією при наявності концентраторів напружень. Зокрема, з досліджуваних жароміцних матеріалів (сталі 10Х11Н23ТМР, 13Х11Н2В2МФ та сплав ХН73МБТЮ) виготовляють кріпильні деталі (нормалі) для вузлів газотурбінних двигунів (ГТД) літаків, які до того ж ще працюють під навантаженням при високих температурах в агресивних середовищах – продуктах згоряння палива та мастильних матеріалів. Досвід роботи підприємства ДП МО України ЛРЗ “Мотор”, яке займається ремонтом авіаційних двигунів, свідчить, що передчасний вихід із ладу кріпильних деталей ГДТ, спричиняє відмову двигуна вцілому і створю аварійну ситуацію. Скорочення часу роботи двигуна до чергового ремонту не вигідно в зв’язку із високою вартістю ремонту та кріпильних деталей і необхідністю проведення стендових випробувань двигуна.

У зв’язку з відсутністю адекватної заміни жароміцним матеріалам, з яких виготовляють нормалі ГТД, виникла необхідність вивчити причини передчасної відмови (руйнування) нормалей у процесі їх експлуатації та вияснити можливості підвищення їх надійності та продовження технічного ресурсу.

Наявність у жароміцних сталях та сплавах високого вмісту легуючих елементів спричиняє виділення вторинних зміцнюючих фаз як при термічній обробці під час виготовлення деталей, так і в процесі їх експлуатації. Оскільки певна дисперсність, форма, об’ємна доля та розміщення частинок цих фаз може забезпечити максимальну довготривалу міцність матеріалів, а також спричинити їх підвищену крихкість. Тому вивчення морфології виділень частинок зміцнюючих вторинних фаз, їх оптимізації в структурі аустенітних жароміцних сталей та сплавів, їх впливу на формування властивостей жароміцних сталей та сплавів, які сприяють підвищенню експлуатаційних характеристик аустенітних жароміцних сталей та сплавів і розширенню області використання, є актуальною задачею дослідження.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Дана робота виконувалась згідно з держбюджетною тематикою „Фізико–технічні проблеми матеріалознавства”. Назва держбюджетної теми по університету "Дослідження впливу дефектів і їх комплексів на фізико-механічні властивості напівпровідникових матеріалів". Номер державної реєстрації теми №0101U000346.

Мета роботи і завдання дослідження.

Мета роботи: вирішення науково-технічної задачі підвищення роботоздатності та ресурсу кріпильних деталей, виготовлених із жароміцних сталей та сплавів, шляхом оптимізації структурного стану цих матеріалів;

Основні завдання:

- дослідити особливості структурного стану нормалей, взятих в стані поставки та після експлуатації з метою встановлення причини їх передчасного руйнування;

- дослідити вплив таких параметрів додаткової термічної обробки як температура, час нагріву і швидкість охолодження на структуру нормалей, взятих в стані поставки та після експлуатації;

- з’ясувати вплив експлуатаційних та технологічних чинників, а також додаткової термічної обробки на в’язко-пластичні характеристики кріпильних деталей;

- розробити метод одержання високих в’язко-пластичних характеристик аустенітних жароміцних сталей та сплавів шляхом проведення додаткової термічної обробки нормалей, взятих в стані поставки та після експлуатації;

- визначити оптимальні параметри термічної обробки для забезпечення підвищеної роботоздатності деталей.

Об’єкт дослідження: структурні зміни, та зміни в’язко-пластичних характеристик аустенітних жароміцних сталей і сплавів під дією температури t, часу витримки ? та швидкості охолодження Vох.

Методи дослідження. Для виконання поставлених завдань у роботі використовувались різні способи нанесення різі на деталі (накатування і нарізання), методи хімічного аналізу матеріалів, методи структурних досліджень із застосуванням оптичної металографії, електронної мікроскопії, рентгеноструктурного аналізу, растрової електронної мікроскопії, а також дослідження на розтяг зразків, визначення твердості та мікротвердості, випробування на витривалість і ударну в’язкість, а також термічна обробка (короткочасний високотемпературний нагрів при різних режимах із наступним охолодженням з певною швидкістю), теоретичні методи аналізу з використанням загальновідомих положень отриманих результатів, комп’ютерні методи для побудови графічних залежностей.

Наукова новизна роботи полягає в наступному:

- встановлено, що нормалі, виготовлені зі сталі 10Х11Н23ТМР та сплаву ХН73МБТЮ, в стані поставки та після експлуатації мають високу густину дислокацій (близько 1012 см-2), яка може бути однією із причин підвищеної крихкості деталей;

- вперше показано, що ТО аустенітних жароміцних сталей та сплавів (10Х11Н23ТМР та ХН73МБТЮ) нормалей ГТД, у зв’язку із розчиненням складних карбідних та інтерметалідних фаз і зменшенням густини дислокацій, сприяє одержанню високих в’язко-пластичних характеристик та покращенню механічних властивостей;

- розроблено параметри термічної обробки (t = 1150 ?С, ? = 20 хв, Vох= 100...200 є?/с), яка оптимізує густину дислокацій, а також дисперсність, форму. об’ємну долю таі розташування частинок вторинних зміцнюючих фаз;

- вперше виявлено, що додаткова термічна обробка суттєво знижує чутливість досліджуваних матеріалів до концентраторів напружень;

- запропоновано низку вимог, яким повинні задовольняти кріпильні деталі, що застосовують у ГТД.

Практичне застосування отриманих результатів. В результаті проведеної роботи визначено параметри для проведення додаткової термічної обробки, а саме високотемпературного відпалу, поза запланованим технологічним процесом.

Розроблені параметри термічної обробки можуть використовуватись при виготовленні нормалей для газотурбінних двигунів та для деталей, які вимагають високого вўязко-пластичного стану матеріалу (жароміцні сталі та сплави). Практичне застосування результатів досліджень, було підтверджене шляхом стендових випробувань, що засвідчено актом випробувань ДП МО України ЛРЗ “Мотор” (м. Луцьк).

Обґрунтованість і достовірність наукових положень, висновків і рекомендацій досягається використанням в роботі: перевіреного та атестованого обладнання і приладів (лабораторій ЛДТУ та ФТІМС НАН України, ЦЗЛ ДП МО України ЛРЗ “Мотор” (м. Луцьк)); сучасних методів реєстрації та статистичної обробки результатів досліджень; достатньої кількості експериментальних зразків та відтворюваністю одержуваних результатів; сучасних положень матеріалознавства, теоретичного аналізу та інтерпретації досліджуваних явищ; практичної перевірки наукових результатів.

Особистий внесок здобувача. В дисертацію включено лише ті експериментальні результати та висновки з них, які були отримані безпосередньо автором. Постановка задач і вибір методології досліджень зроблені керівником роботи при безпосередній участі дисертанта. Разом з науковим керівником проводився аналіз та обговорення результатів дослідження, підготовка матеріалів для публікацій. В колективних публікаціях внесок автора полягає в наступному:

- визначення причини руйнування та виходу з ладу кріпильних деталей, виготовлених із аустенітних жароміцних сталей та сплавів;

- дослідження структурних змін в процесі експлуатації жароміцних сталей та сплавів (10Х11Н23ТМР, ХН73МБТЮ);

- дослідження субструктури та дислокаційного стану матеріалу кріпильних деталей та визначення природи руйнування деталей;

- вивчення характеру зламу кріпильних деталей за допомогою фрактографічного аналізу та дослідження в’язко-пластичних характеристик сталі 10Х11Н23ТМР та сплаву ХН73МБТЮ.

Висновки, важливі теоретичні та експериментальні положення зроблені особисто дисертантом.

Апробація результатів дисертації. Дисертаційна робота обговорювалась на розширеному засіданні-семінарі кафедри М та ОМТ ЛДТУ. Основні результати досліджень доповідались:

-

-

Публікації. За результатами основних досліджень опубліковано: 6 статей в наукових журналах, з них одна стаття в збірнику студентських наукових статей за матеріалами ХХVII- ої студентської науково-технічної конференції ЛДТУ і одна публікація в матеріалах конференцій та .

Структура та об’єм дисертації. Робота складається із вступу, 5 розділів, основних висновків та додатків, викладена на 110 сторінках машинописного тексту, вміщує 42 рис., 10 таблиць, бібліографію із 119 джерел.

КОРОТКИЙ ЗМIСТ РОБОТИ

У вступі обґрунтовано актуальність теми дисертації, наведені відомості про наукову новизну роботи, практичне значення отриманих результатів та викладені положення, що виносяться на захист.

Перший розділ дисертації присвячений аналітичному огляду сучасних напрямків виготовлення, обробки та експлуатації нормалей авіаційних двигунів, виготовлених із аустенітних жароміцних сталей та сплавів, які працюють в особливо жорстких умовах статичних, динамічних та знакозмінних, пов’язаних з вібрацією, навантажень, у газових потоках при підвищених температурах, що спричиняють корозію, абляцію, водневу крихкість та інші структурні пошкодження.

Для досягнення високої жароміцності аустенітні сталі з карбідним та інтерметалідним зміцненням піддають термічній обробці, що складається з двох стадій:

- загартування від температур 1050-1200С у воді, оливі чи на повітрі, яке проводять з метою розчинення інтерметалідних та карбідних фаз в твердому розчині (аустеніті) і отримання після охолодження високолегованого перенасиченого твердого розчину легуючих елементів у матриці основного металу.

- старіння при 600-850С, яке призначене для виділення із твердого розчину дисперсних фаз, зміцнюючих сталь, причому температура старіння не повинна спричиняти помітної коагуляції фаз.

Нікелеві сплави (для одержання високих характеристик жароміцності) гартують з температур 1050-1200С з охолодженням на повітрі і піддають старінню при температурах близьких до робочих температур (700-750С) з подальшим охолодженням на повітрі.

При температурах старіння 500-600С ріст частинок ?ґ-?ази відбувається повільно і когерентність їх з матрицею не втрачається. При температурах вищих 800-900С швидкість росту частинок ?ґ-?ази уже значна, в результаті чого їх об’єм може складати 20-60% від загального об’єму сплаву в залежності від вмісту легуючих елементів та розміру частинок, які частково або повністю втрачають когерентність з ?-матрицею і, зрештою, метастабільні частинки ?ґ-?ази переходять у стабільну фазу Ni3Ti. Таке значне виділення вторинних зміцнюючих фаз обумовлює фазовий наклеп в результаті зміни об’єму матеріалу при фазовому перетворенні, що викликає подрібнення блоків зерен до розмірів 100-200 нм і зростання густини дислокацій до критичного значення.

Крім інтерметалідних фаз (Ni3(Ti,Al), Ni3Ti та ін.) при старінні можуть виділятися карбіди і карбонітриди, що спричиняють значну зміну об’єму, а, значить, і фазовий наклеп, в результаті якого густина дислокацій досягне максимального значення 1012 1/см2. Внутрішні напруження ІІ-го роду, які при цьому виникають, суттєво зменшать пластичність сплаву і підвищать його схильність до утворення мікротріщин. У зв’язку з тим, що температура рекристалізації цих сплавів сягає до 1000С і є вищою від робочої температури (850С), то такий напружений стан зберігається під час експлуатації сплавів. Підвищена густина дислокацій сприяє дифузії вуглецю і водню, які концентруються на дислокаціях. Наявність вуглецю обумовлює додаткове утворення карбідів, а водень спричиняє водневу крихкість. Ці фактори суттєво знижують жароміцність і надійність деталей, тому вони передчасно виходять з ладу внаслідок втомного руйнування.

Оскільки деталі із жароміцних сталей та сплавів працюють при статичних і динамічних навантаженнях в агресивних середовищах, продуктах згоряння палива та мастильних матеріалів, що містять такі активні хімічні елементи як C, H2, S, Cl, Na та інші, то поверхню деталей захищають від корозіємеханічного руйнування з допомогою захисних металічних покрить (цинкових, нікелевих, хромових, срібних, кадмієвих, нікель-кадмієвих та ін.).

Всі ці фактори (підвищена густина дислокацій, насичення вуглецем та воднева крихкість) і є причиною виникнення та розвитку мікротріщин, що спричиняє передчасне втомне руйнування нормалей.

Наприкінці розділу сформульована мета та визначено завдання досліджень.

В другому роздiлi описані матеріали та вибрані методи досліджень для вирішення поставлених у роботі завдань.

Для проведення досліджень з вивчення впливу технології виготовлення, умов експлуатації на структуру, технологічні властивості та роботоздатність кріпильних деталей авіаційних двигунів використовувалися натуральні зразки нормалей, виготовлених зі сталі 10Х11Н23ТМР та сплаву ХН73МБТЮ. Частково структурні дослідження проводилися для зразків 13Х11Н2В2МФ, 38ХА.

Ці матеріали характеризуються комплексом властивостей, що відповідають широкому діапазону вимог:

- високої жароміцності і пластичності в умовах довготривалої експлуатації;

- високої стабільності структури і механічних властивостей при довготривалому старінні під час навантаження і без нього;

- високої релаксаційної стійкості.

Для одержання високої жароміцності аустенітні сталі та сплави на нікелевій основі з карбоінтерметалідним зміцненням піддають ТО:

- їх гартують від температур 1050-1200? С у воді, оливі або на повітрі з метою розчинення карбідних та інтерметалідних фаз;

- для виділення дисперсних фаз з перенасиченого твердого розчину сталі піддають старінню при температурах 600-800? С, причому, не повинна мати місце помітна коагуляція надлишкових фаз;

- для сплавів на нікелевій основі проводять подвійне загартування з вищої температури (близько 1200?С) і нижчої температури (1050?С), після чого сплави піддають старінню.

Подвійне загартування дає змогу забезпечити виділення великої кількості дисперсної зміцнюючої фази ?ґ-?ази і відповідне регулярне її розташування, що сповільнить процес коагуляції. Жароміцність нікелевих сплавів і їх робоча температура t?р тим вища, чим більша об’ємна частка зміцнюючої фази.

Однофазні (гомогенні) аустенітні сталі мають стійку структуру аустеніту з незначним виділенням карбонітридів Ti та Nb. Таку структуру одержують після загартування з 1050-1100?С при охолодженні у воді або на повітрі з наступним стабілізуючим відпуском при 750є?, що забезпечить коагуляцію незначних виділень зміцнюючих фаз по границях зерен. Для підвищення жароміцності таких сталей також проводять незначну пластичну деформацію (до 20%) з наступною полігонізацією, що забезпечить відповідну регулярну дислокаційну структуру, яка зберігається під час експлуатації, оскільки температура рекристалізації таких сталей сягає 1000?С.

Аустенітні сталі з карбідним зміцненням (10Х11Н23ТМР) містять карбідоутворюючі елементи W, Mo, Ti, V, Nb та B, а також мають підвищений вміст нікелю. Після загартування з 1100-1150? С і старіння при 750? С такі сталі мають оптимальну структуру і підвищену жароміцність.

Ще вищу жаростійкість мають аустенітні сталі з інтерметалідним або карбідо-інтерметалідним зміцненням, що досягається легування їх такими елементами як: Cr, W, Mo, Ti, Al, Nb , Ta, які забезпечують виділення зміцнюючих ?ґ-?аз типу Ni3Al в результаті загартування їх з температури 1100-1150?С з наступним старінням при 700-750? С протягом 20 годин.

Під час експлуатації при 500-750є ? аустенітні сталі окричуються в результаті виділення надлишкових фаз по границях зерен та утворенні ?-фази, що являє собою інтерметалід FeCr та сполуки з молібденом, в зв’язку з тим підвищений вміст Cr і Mo спричиняє окрихчення жароміцних сталей. Крім цього, в результаті тривалої експлуатації (більше 100 годин) при температурах 600-800? має місце поступова коагуляція зміцнюючих фаз, що суттєво знижує в’язко-пластичні характеристики і жароміцність сталей. Для розчинення ?-фаз та зкоагульованих зміцнюючих фаз і забезпечення їх рівномірного розподілення після певного терміну експлуатації проводять додаткову термічну обробку (загартування і старіння) з метою підвищення в’язко-пластичних характеристик, часткового відновлення первісних властивостей і продовження терміну експлуатації деталей.

Уже під час охолодження (при гартуванні) має місце виділення зміцнюючої ў-фази у вигляді зон Гіньє-Престона, які когерентно зв’язані з матричним твердим розчином. На наступному етапі ТО – старінні продовжуються виділення зміцнюючих ў-фаз, причому об’ємна доля може сягати в залежності від температури і часу старіння до 20-55%, самі ж частинки ў-фаз в результаті росту і коагуляції досягають розмірів 20-50 нм і за хімічним складом все більше наближаються до Ni3Al і Ni3Ti. При цьому не дивлячись на однотипність кристалічних ґраток і незначну відмінність періодів (до 0,5%) поступово втрачається когерентність крупних часток з матричним розчином, має місце подрібнення блоків - твердого розчину до розмірів 150-200 нм, зростає густина дислокацій до 1011 см -2, знижується в’язкість і пластичність та жароміцність сплавів. З підвищенням температури з 700? С до 900? С швидкість росту частинок зміцнюючої фази зростає в десятки разів, а об’ємна доля ў-фази досягає 60% і легко виявляється рентгенографією.

Сплав ХН73МБТЮ належать до двофазних нікелевих сплавів і використовується для виготовлення кріпильних деталей авіадвигунів, що працюють при температурах до 800С. Згідно з технологічними даними сплав виплавляється у відкритих дугових печах із використанням вакуумного дугового переплаву; температура деформації: початок – 1160-1180С, кінець – вище 1000С, охолодження після деформації на повітрі. Рекомендовані режими ТО:

- загартування – нагрів до 1120С, витримка 8 год., охолодження на повітрі;

- старіння за режимами: 1) 800С, витримка 16 год., охолодження на повітрі; 2) 750С, витримка 18 год., охолодження на повітрі 650С, витримка 16-20 год., охолодження на повітрі; 3) 775С, витримка 16год., охолодження на повітрі 700С, витримка 16-20год., охолодження на повітрі. Режим старіння 1) використовують у випадку тривалої експлуатації протягом 10000-20000 год при температурах до 750С; режими 2) і 3) – для нетривалої служби.

Для виготовлення середньо навантажених кріпильних деталей авіадвигунів використовують хромисту сталь 38ХА з додатково нанесеним захисним покриттям. Хромисті сталі порівняно з вуглецевими мають вищі характеристики міцності при пониженій пластичності. В цих сталях при ТО переважно відбувається проміжне перетворення: при загартуванні з охолодженням в оливі, що виконується після цементації, серцевина виробу може мати бейнітну структуру. При збільшенні температури відпуску підвищується пластичність, значення ударної в’язкості, знижується твердість, міцність.

Оскільки досліджувальні кріпильні деталі передчасно втомно руйнувались під час експлуатації, то виникло питання зняття внутрішніх напружень, які з’являлись внаслідок фазового наклепу в результаті надмірного виділення зміцнюючої фази (60-65%). Для вирішення цього питання зразки у металевому пеналі (для запобігання утворення окалини) поміщали у піч СНОЛ–2,5.4.1,4/11-И1, розігріту до 900?С, 1000?С, 1100?С, 1200?С та витримувались після стабілізації температури печі 20, 30 і 40 хвилин після чого пенали зі зразками занурювались в індустріальну оливу для охолодження зі швидкістю 100-200 ?С/с до температури приблизно 500?С, після чого зразки охолоджувались на повітрі до кімнатної температури. Такий режим ТО і, зокрема, охолодження забезпечує виділення високодисперсної зміцнюючої фази у достатній кількості з відповідним її розташуванням, що дають можливість сформулювати оптимальні механічні властивості.

Макроструктурні дослідження проводились для зламів зразків, що піддавалися розтягу або ударному згину методом їх фотографування з наступним збільшенням, що давало можливість виявити дефектність металу, його макроструктуру, причини та характер руйнування.

Крім цього, проводився фактографічний аналіз зламів з допомогою растрового електронного мікроскопа-мікроаналізатора РЕММ-102А, що дало можливість з’ясувати характер і причини руйнувань, виявити мікротріщини і колонії карбідів.

Мікроструктурні дослідження проводились на нетравлених і травлених мікрошліфах з допомогою мікроскопа МИМ-10 з метою виявлення впливу ТО на мікроструктуру і розподіл карбідних включень та -фази.

Для визначення форми, розмірів, орієнтованості частинок ?ґ-?ази, більш детального вивчення стану границь зерен проводили металографічні дослідження за допомогою зміненого та модернізованого електронного мікроскопа ПЕМ-100, а також із застосуванням ліцензованої комп’ютерної програми “Видео Тест – Размер 5.0” для виведення зображення на монітор комп’ютера та отримання знімків.

Методи рентгеноструктурного аналізу залучались з метою оцінки субструктурного стану сплавів для різних способів нанесення різі та після експлуатації і додаткової ТО деталей. Для таких досліджень використовували установку ДРОН-3М. Період кристалічної гратки (а) розраховували за відомою методикою з точністю 0,02-0,03%. Параметри тонкої кристалічної структури (D та ) визначались по розширенню інтерференційних ліній (111) та (311) згідно відомої методики. Похибка вимірювань складала 16-18%.

Густину дислокацій () оцінювали за дійсною шириною інтерференційної лінії (111). Відносна похибка оцінки не більше 30%.

Для дослідження фізико-механічних характеристик проводилися:

- випробування на розтяг на машині МР-100 зразків в стані поставки (СП) та після додаткової ТО в різних режимах з накатаною та нарізаною різзю та без неї;

- визначення ударної в’язкості на маятниковому копрі;

- випробування на витривалість при знакозмінних навантаженнях для зразків з концентратором напружень і без нього, взятих в стані поставки і після додаткової ТО;

- випробування твердості та мікротвердості на твердомірі ТК-2 та мікротвердомірі ПМТ-3.

У третьому роздiлi представлені результати досліджень структури жароміцних сталей та сплавів, взятих в стані поставки, після експлуатації та після додаткової ТО.

З допомогою мікроструктурного аналізу на нетравлених шліфах сталі 13Х11Н2В2МФ після експлуатації виявлено карбіди, що, можливо, утворюються в результаті взаємодії вуглеводів пального з Cr, Mn, V, W. На протравлених шліфах тієї ж сталі помітне утворення колоній паралельних феритних кристалів. Характер розташування карбідних виділень свідчить про наявність структур верхнього та нижнього бейніту. Явно вираженою є неоднорідність евтектоїдної суміші, що може спричинити погіршення механічних властивостей.

На границях зерен в сплаві ХН73МБТЮ при температурі 900С помітно відбувається коагуляція частинок зміцнюючої ў-фази. В результаті дифузійних процесів, інтенсивність яких зростає при підвищених температурах та тривалому нагріві під час експлуатації, в сплаві відбуваються суттєві структурні зміни, пов’язані з конкуруючими процесами коагуляції, виділення та часткове розчинення вторинних фаз.

Під час експлуатації деталей при підвищених температурах (900С) у приповерхневому шарі різі відбувається процес рекристалізації. Оскільки деформування при нанесенні різі (накатування чи нарізання) ведеться при низьких температурах, то в приповерхневому шарі має місце наклеп, в результаті чого спостерігається дрібнозерниста з тонко пластинчастими або волокнистими зернами структура. Після довготривалої експлуатації при підвищених температурах спостерігається дрібнозерниста частково рекристалізована структура з ознаками текстури рекристалізації та укрупнення зерен.

Тривала витримка при підвищених температурах (500-800С) під час експлуатації призводить до виділення вторинних фаз-інтерметалідів, що окрихчує аустенітні сталі та сплави, суттєво понижуючи їх пластичні властивості та ударну в’язкість. У досліджуваному сплаві ХН73МБТЮ після експлуатації утворилися ?-фаза (NiCo)7(WMo)6 і ?-фаза (NiCoCr)(WMo), які зароджуються на карбідах і під час росту пронизують все зерно металевої матриці (рис. 1а), пластинчаста форма цих фаз сприяє крихкому руйнуванню. Після проведення додаткової термічної обробки (1150С, 20 хв) пластинки цих фаз розчинилися (рис. 1б) і в’язко-пластичні характеристики цього сплаву (розділ 4 даної роботи) значно поліпшилися.

а б

Рис. 1 ?-фаза у сплаві XH73МВТЮ: а – після експлуатації; б – розчинення ?-фази в результаті додаткової термічної обробки; х 1200

Рис. 2 Фрактограми сплаву ХН73МБТЮ. ?120: а – в стані поставки;

б – після ТО при 900С; в – після ТО при 1000С, г – після ТО при 1150С

На рис. 2 представлені результати фрактографічних досліджень зразків зі сплаву XH73МБТЮ взятих в стані поставки та після додаткової термічної обробки при 900, 1000, 1150С, спостерігається поєднання крихкого та в’язкого зламу для зразка в стані поставки, а також вторинні мікротріщини в зародковому стані. На рис. 2а і 2б стрілками вказано мікротріщини, розвиток яких спричиняє фазовий наклеп, обумовлений подальшим старінням і коагуляцією виділень зміцнюючих фаз. На рис. 2г спостерігається в’язкий ямковий злам, на якому відсутні вторинні мікротріщини, що свідчить про зменшення внутрішніх напружень.

З допомогою рентгеноструктурного аналізу у сталях 10Х11Н23ТМР, 11Х11М2В2МФ та у сплаві ХН73МБТЮ в стані поставки виявлено підвищену густину дислокацій (1012 1/см2), яку можна пояснити фазовим наклепом внаслідок виділення вторинних зміцнюючи фаз під час старіння, що спричиняє підвищені внутрішні напруження II-го роду, які становили 800...1600 МПа в стані поставки і 400...600 МПа після додаткової ТО. Результати досліджень подано в таблиці 1.

Таблиця 1.

Результати рентгеноструктурних досліджень зразків жароміцних сталей та сплавів

Об’єкт досліджень | a, ? | D, см | Дa/a,? | с, см -2 | Примітка | 1. Сплав ХН73МБТЮ | 3,5953 | 8,4·10-6- | 0,11 | 0,14·1012в стані поставки | 2. Сталь 10Х11Н23ТМР | 3,5976 | 18,0·10-60,83·10-20,23 | 0,47·1012в стані поставки | 3. Сплав ХН73МБТЮ | 3,5945 | - | 0,21 | 0,3·1012в стані поставки | 4.Сталь 13Х11Н2В2МФ | 2,870 | 1,0·10-60,47·10-20,21 | 0,55·1012в стані поставки | 5. Сплав ХН73МБТЮ | 3,5940 | 2,1·10-50,18·10-20,08 | 6,8·109після додаткової ТО | 6.Сплав ХН73МБТЮ | 3,5938 | 2,5·10-5 | 0,21·10-2 | 0,06 | 7,4·109після додаткової ТО | 7.Сталь 13Х11Н2В2МФ | 2,875 | 7,89·10-6 | 0,36·10-20,32 | 0,6·1010після додаткової ТО | 8.Сталь 10Х11Н23ТМР3,5970 | 4,38·10-6 | - | 0,34 | 0,5·1010після додаткової ТО |

Примітка: а– параметр кристалічної гратки; D – розмір блоків; ?a/a – відносна зміна параметра гратки; – середнє квадратичне зміщення атомів з положення рівноваги; с – густина дислокацій.

Згідно з теорією Мотта-Набаро при невеликих відстанях між частками вторинних фаз (=25...50)·в за умови, що r, (- вектор Бюргерса) маємо максимальне зміцнення, при якому затрудняється ковзання дислокацій, зростає межа текучості і знижується пластичність та ударна в’язкість матеріалу, що має місце при значних об’ємних долях (50%) зміцнюючих фаз.

При зростанні відстані між частками вторинних фаз ( >> r) полегшується ковзання дислокацій і зростають в’язко-пластичні властивості металу, що і зафіксовано з допомогою електронної мікроскопії після додаткової ТО при 1150С.

Дослідження з допомогою електронної мікроскопії підтверджують значне (до 50-60%) виділення вторинних зміцнюючих ў-фаз після старіння та експлуатації та їх часткове розчинення, зменшення загального об’єму (< 40%) та округлення часток цих фаз після додаткової ТО (1150С, 20 хв).

В четвертому розділі дисертації проводиться аналіз результатів механічних випробувань, які корелюють зі структурними дослідженнями.

Як показали дослідження на розтяг зразків 10Х11Н23ТМР та ХН73МБТЮ, додаткова ТО суттєво впливає на тимчасовий опір (міцність) в і пластичність (рис.3).

Рис. 3 Гістограми для зразків зі сталі 10Х11Н23ТМР та сплаву ХН73МБТЮ: а – тимчасового опору на розрив ?в, б – відносного видовження ?.

Примітка: нумерація зразків на гістограмі відповідна до нумерації зразків в таблиці 2

Таблиця 2

Тимчасовий опір на розрив ?в і відносне видовження ? для зразків зі сталі 10Х11Н23ТМР і сплаву ХН73МБТЮ

№ п/п | Особливості обробки зразка | Нанесення різі | ув,

МПа | Дув/ув,

% | д,

% | Дд/д,

% | Сталь 10Х11Н23ТМР | 1 | Стан поставки | накатана | 910 | - | 8 | - | 2 | Стан поставки | нарізана | 890 | - | 7 | - | 3 | після ТО: 900?С, 20 хв | накатана | 870 | 4 | 10 | 25 | 4 | після ТО: 1000?С, 20 хв | накатана | 870 | 4 | 7 | 12 | 5 | після ТО: 1100?С, 20 хв | накатана | 865 | 5 | 6 | 25 | 6 | після ТО: 1200?С, 20 хв | накатана | 840 | 8 | 14 | 75 | 7 | після ТО: 1200?С, 20 хв | нарізана | 840 | 6 | 13 | 86 | Сплав ХН73МБТЮ | 1 | Стан поставки | накатана | 1180 | - | 18 | - | 2 | Стан поставки | нарізана | 1150 | - | 21 | - | 3 | після ТО: 900?С, 20 хв | накатана | 1160 | 2 | 26 | 40 | 4 | після ТО: 1000?С, 20 хв | накатана | 1150 | 3 | 18 | 0 | 5 | після ТО: 1100?С, 20 хв | накатана | 1150 | 3 | 17 | 5 | 6 | після ТО: 1200?С, 20 хв | накатана | 1120 | 5 | 38 | 100 | 7 | після ТО: 1200?С, 20 хв | нарізана | 1130 | 4 | 37 | 85 |

ТО при 900С підвищує пластичність (на 15-40%) і знижує міцність (5-12%) внаслідок рекристалізаційних процесів. При температурах 1000-1100С інтенсифікується подальше виділення вторинних фаз та їх коагуляція, що призводить до зниження пластичності і міцності. ТО при 1150-1200С значно підвищує пластичність (80-140%) і знижує міцність (на 8-15%).

Рис. 4. Загальний вигляд зразків після випробувань на ударну в’язкість (сплавХН73МБТЮ ): а – в стані поставки; б – після ТО при 1000?С, 20 хв; в – після ТО при 1200?С, 20хв

Випробування на ударну в’язкість KCV показали: ТО при 1000-1100С обумовлює значне зниження KCV (на 8-13%), що, очевидно пов’язане з коагуляцією часток вторинних фаз. ТО при 1150С суттєво підвищує KCV: для сталі 10Х11Н23ТМР на 15-20% і сплаву ХН73МБТЮ на 30-57%. Окремі зразки з сплаву ХН73МБТЮ після ТО не розбилися, а лише зігнулися (рис.4, в) в результаті високої в’язкості.

Таблиця 3

Ударна в’язкість зразків зі сталі 10Х11Н23ТМР та сплаву ХН73МБТЮ

№ п/п | Особливості обробки зразка | 10Х11Н23ТМР | ХН73МБТЮ | KCV, МДж/м2 | ДKCV/KCV,

% | KCV, МДж/м2ДKCV/KCV,

% | 1 | Стан поставки, накатана | 0,54 | - | 0,70 | - | 2 | Стан поставки, нарізана | 0,50 | - | 0,67 | - | 3 | після ТО: 900?С, 20 хв, накатана | 0,55 | 2 | 0,70 | 0 | 4 | після ТО: 1000?С, 20 хв, накатана | 0,50 | 7 | 0,63 | 10 | 5 | після ТО: 1100?С, 20 хв, накатана | 0,47 | 13 | 0,61 | 13 | 6 | після ТО: 1150?С, 20 хв, накатана | 0,62 | 15 | 0,9...1,1 | 30...57 | 7 | після ТО: 1150?С, 20 хв, нарізана | 0,60 | 20 | 1,0 | 43 |

Результати вимірювання твердості корелюють з результатами випробувань на розтяг (табл.4).

Таблиця 4

Результати вимірювання твердості

Сплав | Значення НRC | Зразки в стані поставки | Зразки після додаткової ТО (1150 ?С, 20 хв) | біля різьби | по центру | біля різьби | по центру | ЖС6К | 35 | 32 | 29 | 26 | ХН73МБТЮ | 28 | 30 | 23 | 25 | 38ХА | 28 | 23 | 22 | 19 | 10Х11Н23Т3МР | 21 | 22 | 19 | 20 | 13Х11Н2В2МФ | 20 | 22 | 18 | 20 |

Рис.5. Вплив температури ТО на твердість сплаву ХН73МБТЮ (1), сталей 38ХА (2) та 10Х11Н23Т3МР (3)

Для випробувань на витривалість при знакозмінних навантаженнях характерна низька відтворюваність результатів, в зв’язку з цим маємо значний розкид значень часу випробувань до руйнування, однак спостерігається тенденція зниження чутливості зразків, що піддавались додатковій ТО, до концентраторів напружень. Час випробування зразків, що мають концентратори напружень і пройшли додаткову ТО мало відрізняється або навіть перевищує час до руйнування аналогічних зразків без концентраторів.

У п'ятому роздiлi, використовуючи отримані результати досліджень, розглядаються рекомендації щодо додаткової ТО, яку можна назвати поверненням після старіння, в технологічному процесі виготовлення кріпильних деталей авіаційних двигунів на основі встановлення можливості формування часток вторинних фаз та маси (об’єму) їх виділення з допомогою короткочасного (15-20 хв) нагріву при температурі 1150-1200 С та охолодження зі швидкістю 100-200 С. Підвищені температури (1200 С) можуть викликати оплавлення евтектик, що розташовуються по границях зерен, і тим самим спричинити підвищену крихкість жароміцних матеріалів, а тому не бажані.

Дотримання заданих параметрів ТО та умов експлуатації забезпечить високі в’язко-пластичні властивості жароміцних матеріалів і продовжить технічний ресурс нормалей на 30%, як встановлено зі стендових випробувань на ЛРЗ “Мотор”.

ВИСНОВКИ

1. На підставі аналізу робіт, які присвячені проблемі підвищення жароміцності аустенітних сталей та сплавів встановлено, що важливими чинниками забезпечення максимально довготривалої міцності матеріалів є відповідна дисперсність, форма. об’ємна доля, розміщення вторинних зміцнюючих ?ґ ?аз.

2. В процесі дослідження мікроструктури в стані після експлуатації сталі 10Х11Н23ТМР та сплаву ХН73МБТЮ відбувається дифузія вуглецю та взаємодія продуктів згоряння палива з металевою поверхнею, що призводить до утворення колоній карбідів та феритних кристалів, а також до часткової рекристалізації структури в поверхневому шарі даних матеріалів, та утворення ?-фази в сплаві ХН73МБТЮ.

3. Результати досліджень субструктури показують: високий ступінь фазового наклепу структури з густиною дислокацій 1012 см -2, що спричиняє внутрішні напруження 800...1600 МПа, які перевищують межу текучості 600...750 МПа і можуть спричинити окрихчення та появу мікротріщин; можливість усунення згаданого вище напруженого стану можливе з допомогою ТО, після якої густина дислокацій знижується в 102...103 разів і внутрішні напруження досягають 400...600 МПа, що не перевищує межу текучості.

4. В результаті проведення дослідження впливу параметрів ТО (температура, час витримки, швидкість охолодження) було виявлено, що найбільш оптимальними є запропоновані мною параметри (Т = 1150 ?С, ? = 20 хв, Vох = 100...200 ?С/с). При підвищенні температури та збільшенні часу витримки відбувається розчинення карбідних фаз, що призводить до зниження пластичності та підвищення твердості. Збільшення швидкості охолодження призводить до утворення відпускної крихкості.

5. Результати фрактографічних досліджень підтверджують наявність внутрішніх мікротріщин в сталях та сплавах у стані поставки, що прискорює руйнування зразків з аустенітних жароміцних матеріалів під час експлуатації, яке має втомний характер з явними ознаками крихкого руйнування. Встановлено, що застосування високотемпературної обробки усуває наявність мікротріщин, про що свідчить в’язкий (ямковий) характер руйнування.

6. Встановлено, що після експлуатації сталей і сплавів (10Х11Н23ТМР, ХН73МБТЮ) в структурі виділяється до 50...60% вторинних зміцнюючих ?ґ-?аз. А подальша термічна обробка призводить до округлення часток цих фаз та зменшення їх об’єму.

7. Експериментальні дослідження впливу ТО на механічні властивості показали, що подальша термічна обробка після експлуатації матеріалів суттєво впливає на такі механічні властивості, як тимчасовий опір (міцність) ?в і відносне видовження ? та твердість, порівняно зі станом поставки. Зокрема, після термічної обробки (Т = 900, ф = 20 ?в) пластичність зростає на 25-40%, а міцність знижується на 2-4%, твердість при цьому знижується на 10-28%. Термообробка в інтервалі температур 1000-1100С приводить до зниження механічних властивостей: пластичності на 5-12% та міцності на 3-14%, твердість підвищується при цьому на 10-15%. Підвищення температури ТО 1200С сприяє зростанню пластичності у два рази при цьому межа міцності знижується незначно (до 5 %), а твердість на 10%.

8. Дослідження на ударну в’язкість показали, що з допомогою запропонованої ТО (Т = 1150?С, ? = 20 хв) можна суттєво підвищити в’язкість жароміцних матеріалів, зокрема сталі 10Х11Н23ТМР на 15-20% і сплаву ХН73МБТЮ на 30-57%.

9. На підставі випробувань на витривалість можна зробити висновок, що ТО сприяє зниженню чутливості зразків до концентраторів напруг.

10. Вперше показано, що ТО (Т = 1150?С, ? = 20 хв, Vох = 100...200 є?/с) забезпечує оптимальну форму, розміри часток та об’ємну долю виділень вторинних фаз, що підвищує технічний ресурс нормалей, виготовлених із аустенітних жароміцних сталей та сплавів (10Х11Н23ТМР, ХН73МБТЮ) на 30 %.

11. Результати виконаних досліджень, а також узагальнення практичних даних щодо підвищення роботоздатності аустенітних жароміцних сталей та сплавів дозволили запропонувати низку вимог, яким повинні задовольняти кріпильні деталі ГТД.

Список опублікованих праць за темою дисертації

1.

2.

3.

4.

5.

6.

7.

Зайчук Н.П. “РОЗРОБКА МЕТОДУ ПІДВИЩЕННЯ РОБОТОЗДАТНОСТІ ДЕТАЛЕЙ, ВИГОТОВЛЕНИХ ІЗ АУСТЕНІТНИХ ЖАРОМІЦНИХ СТАЛЕЙ ТА СПЛАВІВ”. Рукопис.

Дисертація на здобуття наукового ступеня кандидата технічних наук за спеціальністю 05.02.01 матеріалознавство. Луцький державний технічний університет, Луцьк, 2004.

У роботі вивчаються закономірності формування структури аустенітних жароміцних сталей та сплавів під впливом експлуатаційних факторів та режимів термічної обробки,