автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка и исследование технологии производства и термической обработки сплава ХН56МБЮД для крупногабаритных заготовок ответственного назначения

МОСКОВСКИЙ ВЕЧЕРНИЙ МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ

ргз од

г - •■■■ ' !'1 * ' i - ^ i i W '¿J U «> i I V.5 I

На правах рукописи

КОРОСТЕЛЕВ АЛЕКСЕЙ БОРИСОВИЧ

РАЗРАБОТКА И ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СПЛАВА ХН56МБЮД ДЛЯ КРУПНОГАК РИТНЫХ ЗАГОТОВОК ОТВЕТСТВЕННОГО НАЗНАЧЕНИЯ

05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

МОСКВА 1993

Работа выполнена в отделе материаловедения Научно-исследовательского и конструкторского института энерготехники.

Научный руководитель - заслуженный деятель науки и техники

Официальные оппоненты - лауреат Гос. премии СССР, доктор технических наук, профессор С.Б.Масленков - кандидат технических наук, доцент

В.В.Медведев

Ведущая организация - Научно-производственное объединение по

заседании специализированного совета K-063.0V.0I при Московском вечернем металлургическом институте по адресу: II1250, Москва, Лефортовский вал, д.26.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке института. Отзывы на автореферат высылать по указанному выше адресу. Автореферат разослан 40" ШУс^иЯ 1993 г.

РФ, доктор технических наук, профессор Ю.А.Башнин

технологии машиностроения "ЦНИИТМАШ"

Защита состоится

Ученый секретарь специализированного совета кандидат технических наук, доцент

С.С.Васильева

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. В настоящее время в нашей стране и за рубежом проводятся разработки космических ядерных энергодвигательных установок (КЯЭДУ), предназначенных для будущих межпланетных космических полетов. Одна из задач, которая должна быть решена при создании подобных установок, заключается в выборе, и исследовании конструкционных материалов, обеспечивающих работоспособность и минимальный вес конструкции.

Сплавы на основе никеля представляют сложные по легированию системы, характеризуются ограниченной способностью к наложению сварного шва и среди многообразия никелевых сплавов с дисперсионным упрочнением повышенными характеристиками технологичности при сварке отличаются сплавы системы Ы1-Сг-Ре-Мо-НЬ-А1-Т1.

В качестве материала для высоконагруженных элементов атомных энергетических установок выбран сплав на основе никеля ХН56МБЮД. Его получают в.открытых и вакуумных индукционных печах с последующим вакуумнодуговым переплавом. Из него изготавливаются прутки диаметром до 180мм, листы толщиной 4-20мм и поковки диаметром до 250мм. Однако, развитие новых областей техники ставит задачу по применению жаропрочных дисперсионноупрочненных сплавов на никелевой основе в..качестве материала для трубных заготовок и крупногабаритных корпусных элементов. Из-за узкого интервала горячей деформации (П50-950°С) и отсутствия достаточно мощного и производительного кузнечно-прессового и раскатного оборудования, применение литого материала без последующей деформации становится эдним из определяющих критериев выбора конструкционного материала.

Диссертационная работа выполнена в соответствии с планами научно-исследовательских и опытно-конструкторских работ по разра-Зотке специальных ядерных энергетических установок Министерства Росийской Федерации го Атомной энергии.

Целью настоящего исследования является разработка и исследование технологии производства и термической обработки сплава ХН56МБЮД для производства крупногабаритных заготовок ответственного назначения.

Для получения крупногабаритных трубных заготовок перспективной технологией является электрошлаковый переплав (ЭШП), с помощью которого можно получить отливки различного профиля (круглые, квадратные, шестигранные, полые и сплошные) с максимальным наружным диаметром до Зм и длиной до 6м, а для получения труб 0120мм центробежное литье.

Металл центробежнолитых трубных заготовок и электрошлакового переплава без последующей деформации после термообработки по стандартному для горячекатанных прутков, поковок и листов режиму обладал низкими характеристиками прочности и пластичности, что свидетельствует о необходимости разработки технологии термической обработки литых трубных заготовок.

Для достижения поставленной, цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Изучить влияние переплавных процессов на структуру и свойства сплава ХН56МБЮД.

2. Определить температурные интервалы растворения и выделения упрочняющей 7'-фазы в сплаве ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям.

3. Изучить влияние режима нагрева под закажу на структуру и свойства сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям и выбрать оптимальный режим закалки.

4. Определить оптимальный режим старения для сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям.

5. Изучить влияние длительных выдержек при 500-750°С на механические свойства и параметры частиц упрочняющей 7'-фазы.

6. На основе проведенных исследований разработать режимы

термической обработки с целью получения оптимальной жаропрочности и фазовой стабильности сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям.

Научная новизна. Показано влияние переплавных процессов и термической обработки на металлургическое качество, размер зерна у-твердого раствора, содержание и морфологию упрочняющей 7'-фазы, карбонитридов и неметаллических включений, твердость и кратковременные механические свойства сплава ХН56МБЮД.

Впервые дилатометрическим и калориметрическим методами уста-ювлены температурные интервалы растворения и выделения упрочня-ощей 7'-фазы для сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям.

Установлены зависимости изменения механических характеристик 1 параметров выделения упрочняющей 7'-фазы для сплава ХН56МБЮД в 1роцессе длительных выдержек при температурах 500-750°С.

Практическая ценность работы. Предложена оптимальная техно-югия получения крупногабаритных трубных заготовок из сплава СН56МБЮД.

Разработана технология термической обработки сплава ¡Н56МБЮД, полученного ЭШП, ЭШП+ГД и ЦЛ.

Литой металл сплава ХН56МБЮД, термообработаннЫЙ по опти-гальному режиму, не уступает по механическим свойствам горяче-(еформированному и превосходит серийные литые никелевые сплавы по :арактеристикам прочности в 1,5-2 раза, а по пластичности в 2-5 >аз.

Апробация работы. Основные положения диссертационной работы складывались и обсуждались на 2~ой международной научно-рактической конференции "Проблемы материаловедения при изготовлении и эксплуатации АЭС" г.С-Петербург, 1992 г., международной онференции - "Ядерная энергетика в космосе" 1РРЕ г.Обнинск, 1990 ., 3"й международной конференции "Ядерные ракетные двигатели"

г.Семипалатинск, 1992 г., международной конференции по криогенным материалам ICCM г.Киев, 1992 г., 24_ом отраслевом семинаре "Инженерные и экономические аспекты ядерной энергетики" г.Москва, 1990 г., 3-ем международном симпозиуме по полупроводниковой технике и технологиям SET'92 г.Варшава, 1992 г, 1-ом собрании металловедов России г.Пенза, 1993 г .

Результаты работы по выбору технологии производства и последующей термической обработки сплава ХН56МБЮД для крупногабаритных заготовок ответственного назначения вошли в технические проекты специальных энергетических установок.

Структура работы и объем диссертации. Диссертация содержит 132 страницы машинописного текста, 64 рисунка, 32 таблицы и состоит из введения, 3 глав, выводов, списка литературы?включающего 83 источника.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИИ

Исследования проведены на крупногабаритной трубной заготовке из сплава ХН56МБЮД диаметром 320мм, толщиной стенки 60мм, высотой I600мм}полученной методом электрошлакового литья,и заготовке диаметром 120мм, толщиной стенки 25мм и длиной 1200мм^ полученной центробежным литьем.

В качестве расходуемых электродов при электрошлаковом переплаве использовали горячекатанные прутки в55мм открытой выплавки с последующим вакуумнодуговым переплавом (ХН56МБЮД ВДП). Прутки сваривались попарно и в дальнейшем использовались как электроды при ЭШП.

Трубная заготовка из сплава ХН56МБЮД ВД выплавлялась в электрической индукционной печи методом сплавления чистых шихтовых материалов.

Металлографические исследования проведены на оптическом микроскопе "Metalloplant" с анализатором изображения Leltz TAS Plus

(Германия). Для анализатора изображений "Leitz TAS Plus" составлены расчетные программы^позволяющие идентифицировать и производить количественный анализ неметаллических включений и определять средний размер зерна 7-твердого раствора. Фазовый анализ структуры сплава проведен на растровом электронном микроскопе "CamSoan H-80DV100" "(АНГЛИЯ).

Электронномикроскопические исследования проведены на электронном микроскопе EM-301G "Филипс". Идентификация фаз проводилась методом микродифракции. Определение количества и размеров частиц и фаз было проведено как по светлопольным, так и по темно-польным изображениям.

Для изучения кинетики фазовых превращений проведены дилатометрические исследования на дилатометре L 75/30 фирмы "Llnseis" при скоростях нагрева и охлаждения 2-Ю±0.5град/мин в интервале температур 20-1000°С. В работе использовался метод дилатометрии по производной.

Определение температурных интервалов растворения и выделения 7'- фазы путем изменения линейных размеров образца из диспер-сионноупрочненного никелевого сплава ранее не проводилось и поэтому необходимо .было определить критические точки фазовых превращений как дилатометрическим так и калориметрическим методами. Кроме того, калориметрический метод позволяет определить температуры плавления сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям.

Калориметрические исследование проводились на дифференциальном сканирующем калориметре "Setaram" HTC-150Q методом дифферента л ьнотермиче ского анализа (ДТА). Нагрев и охлаждение проводили з интервале температур 20-1300°С со скоростью 5 и 10град./мин. в атмосфере аргона высокой чистоты. В качестве эталона использовался никель марки Н4.

Испытания для определения кратковременных механических

свойств проведены по ГОСТ 7855-68 на разрывной машине типа 1213У-10 со скоростью движения активных захватов 1мм/мин с использованием 10~тикратных образцов (ГОСТ 1497-84). Определение твердости проведены методом Виккерса по ГОСТ 2999-75 на металлографических образцах. Ударная вязкость определялась на маятниковом копре ПО ГОСТ 9454-74.

Обработка экспериментальных данных проводилась с помощью методов математической статистики на персональном компьютере типа IBM PC/AT. Построение экспериментальных кривых осуществлялась с учетом доверительного интервала. Величина выборки соответствовала удвоенному стандартному отклонению и значение доверительного интервала составляло 9556.

ВЛИЯНИЕ ПЕРЕПЛАВНЫХ ПРОЦЕССОВ НА МЕТАЛЛУРГИЧЕСКОЕ КАЧЕСТВО СПЛАВА ХН56МБВД.

Металл трубных заготовок из сплава ХН56МБВД полученных методом ЭШП и Щ плотный 'без видимых дефектов. В макроструктуре металла ЭШП и ЦЛ экзогенных неметаллических включений не обнаружено.

После ЭШП обнаружено снижение содержания серы и ловышение содержания кремния. Концентрация фосфора после ЭШП осталась на прежнем уровне.

Содержание газов (азота, кислорода и водорода) в жаропрочных никелевых сплавах во многом определяет их жаропрочность. После ЭШП наблюдалось снижение содержания водорода и,особенно^ кислорода. Содержание азота после ЭШП повышалось незначительно. Влияние азота на свойства никелевых сплавов двоякое, с одной стороны азот является легирующим элементом, повышающим прочность 7-твердого раствора, а с другой стороны, азот вызывает образование карбонит-ридов, крупные частицы которых приводят к снижению механических свойств сплавов. Поэтому, целесообразно добиться чтобы азот содержался только в твердом растворе и в мелких карбонитридах.

При электронномикроскопическом исследовании сплава ХН56МБЮД

ВДП наблюдали однородный твердый ГВД раствор с крупными частицами карбонитридов (0,2-5мкм), в состав которых входят Т1 и №э. Период решетки карбонитридов а=0,42-0,44нм. На электронограммах обнаружено присутствие мелкодисперсных частиц 7*-фазы, размером 3-6нм, концентрация (5-7)*1022м_3, объемная доля <0,01%.

Фазовым микроанализом в структуре сплава ХН56МБЕД, полученного по различным технологиям, обнаружены цепочки светлой эвтектики (для литых трубных заготовок ЭШП и ШГ) по межосным участкам, обогащенные ниобием, молибденом и кремнием, а также крупные включения карбонитридов, обогащенные ниобием, титаном и ванадием. На внешней поверхности трубной заготовки ЦЛ, контактирующей с изложницей, обнаружены в слое I мм силикатные включения.

Сплав ХН56МБЮД загрязнен силикатами недеформирующимися, а в междуветвиях дендритов литых трубных заготовок и вдоль направления проката деформированного металла обнаружены строчечные сульфиды, которые выделяются в никелевых сплавах, легированных тита-ном^в виде тонкодисперсного эвтектоида 7+Т1Б. В горячедеформиро-ванной заготовке из сплава ХН56МБВД ЭШП+ГД наблюдали строчечные выделения оксиалюминатов вдоль направления проката. На карбонит-ридах обнаружены мелкие (¿Ср< 2мкм) карбосульфиды титана типа Объемное содержание и размеры обнаруженнных неметаллических включений представлены в табл.1. Средний диаметр зерна 7-твердого раствора в сплаве ХН56МБЮД ЦЯ составляет 910мкм, в сплаве ХН56МБЮД ВДП- 41мкм, в сплаве ХН56МБЮД ЭШП- 301мкм.

ЭШП сплава ХН56МБЮД ВДП приводит к увеличению общего содержания неметаллических включений за счет увеличения количества недеформирующихся силикатов, но при одновременном снижении объемного содержания сульфидов (как строчечных, так и карбосульфидов). Недеформирувдиеся силикаты в металле, обнаруженные после ЭШП, более мелкие,чем до переплавами имели средний диаметр <3 мкм, что позволяет говорить о благоприятной их морфологии, так как в

металле возникновение микротрещин происходит у глобулярных частиц диаметром более 3 мкм, а у строчечных длиной более 5 мкм. Последующий нагрев и горячая деформация металла ЭШП приводит к значительному снижению содержания всех видов неметаллических включений

Таблица I

Влияние способа переплава на содержание карбонитридов, эвтектики и неметаллических включений в сплаве ХН56МБВД

Структурные составляющие и включения Способ производства

вдп ЭШП эшп+гд цл

Эвтектика Объемное содерж.,% 0 13 1,82 29,1

Карбонитриды (нитриды точечные) Объемное содерж.,% Средний диаметр,мкм 0,696 1,89 0,458 1,6 0,375 2,75 0,303 0,72

Силикаты недеформи-рущиеся Объемное содерж.,Ж Размеры включ.й.мкм 0,003 2,7-3,8 0,0064 1,9-2,7 0,0016 0,9-1,3 0,0009 0,9-1,3

иксиды строчечные Объемное содерж.,% Размеры включ.1,мкм - - 0,0008 4-6 -

Сульфида строчечные Объемное содерж.,% Размеры включ.1,мкм 0,0006 4-6 - 0,0002 4-6 0,0006 4-6

кароосульфиды Объемное содерж.,% Размеры включ.й.мкм 0,005 <2 0,004 <2 0,002 <2 0,002 <2

Общее содержание неметаллических включений, % 1 _ ■ 0,0086 0,0104 0,0046 0,0035 1

за счет измельчения при деформации и последующего растворения во время выдержки при температурах горячей дефорации недеформирующихся силикатов, однако, при этом происходит образование незначительного количества в металле ЭШП+ГД комплексных выделений строчечных сульфидов и строчечных оксидов. Применение ЭШ и последующей горячей деформации способствует уменьшению объемного содержания карбонитридов в сплаве ХН56МБЮД. Металл сплава ХН56МБЮД ЦЛ незначительно загрязнен неметаллическими включениями, но содержание эвтектики в количестве 29,1% представляет значительные трудности, для гомогенизации и последующего использования металла ЦЛ трубной заготовки.

Более равномерное распределение азота и уменьшение сульфидной фазы в металле ЭШП вызывает снижение объемного содержания карбонитридов и уменьшив их размера,по сравнению с металлом ВДП.

ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИИ В СПЛАВЕ ХН56МБЮД, ПОЛУЧЕННОГО ПО РАЗЛИЧНЫМ ТЕХНОЛОГИЯМ В микроструктуре сплава ХН56МБЮД после закалки от 980°С на воздухе со скоростью 12град./мин. частицы 7'-фазы не были обнаружены, хотя и наблюдались слабые сверхструктурные рефлексЫ|характерные для предвыделений этой фазы. При последующем двухступенчатом старении (при 730°С в течение 15часов и 650°С в течений Ючасов) объёмная доля 7'-фазы составляла для сплава ХН56МБЮД ВДП 3,8% при среднем диаметре частиц 20нм.

Экспериментальная термо- и дилатограмма сплава ХН56МБЮД изображена на рис.1. Для сплава ХН56МБЮД в закаленном состоянии в интервале температур Tj-Tg величина производной удлинения по температуре (dl/dt) ниже базовой линии и, следовательно, рост удлинения образца замедлен. Следовательно, при температурах Tj-Tg происходит ближнее упорядочение атомов N1, Tl, AI и Nb и образование интерметаллидной т'-фазы.

В интервале температур7 ТА-Т,- наблюдается увеличение произ-

водной удлинения по отношению к базовой линии, что свидетельствует о разупорядочении сплава - растворении 7'-фазы. Характерным для процесса растворения 7'-фазы является увеличение по мере роста температуры интенсивности фазового превращения. Пологую

ветвь кривой dl/dt в интервале температур Тд-Т4 можно объяснить д<А iT

Ч

т,

Тглгпгрот уеа

Темплротуро

Рис.1. Термо- и дилатограмма сплава ХН56МБВД

слабым увеличением растворимости ниобия, титана и алюминия в твердом растворе при нагревании. Кроме того, в этой области температур происходит и коагуляция 7'-фазы. В интервале температур Т^-Т5 растворение 7'-фазы завершается. Температуру Т5 можно принять в качестве температуры полного растворения 7'-фазы в сплаве.

При охлаждении в интервале температур Т^-Тд наблюдается упорядочение 7-твердого раствора и образование 7'-фазы.

Переплавные процессы незначительно влияют на температуру фазовых превращений при нагревании или охлаадении сплава ХН56МБЮД. Гораздо более заметное влияние на температуры фазовых превращений оказывает состояние в котором находится металл (литое или после горячей деформации). Из табл.2 видно, что ? как выделение, так и последующее растворение 7'-фазы при нагревании сплава ХН56МБЮД ЭШП, по сравнению со сплавом ХН56МБВД ЭШП+ГД, происходит в значительно более узком температурном интервале и с меньшей интенсивностью. Температура упорядочения сплава после ЭШП находится несколько выше, а температура полного растворения 7'-фазы

ниже на 40-50°С соответствующих температур сплава, полученного ВДП. Такое отличие фазовых превращений в литом сплаве связано с дендритной ликвацией, в первую очередь по 7'-образующим элементам (ниобию, алюминию и титану).

Таблица 2

Температуры фазовых превращений в сплаве ХН56МБЮД.

Технология получения Температура превращения, °С

при нагреве при охлаждении

Т1 Т2 Т3 Т4 1-3 сл Т1 Т2 Т3

БД 639 672 735 903 931 834 809 520

ЭШП 698 749 783 830 886 742 675 520

ЭШП+ГД 658 694 756 884 925 829 778 520

ЦЛ 640 700 755 820 895 820 750 520

Обнаружено, что нагрев металла литых трубных заготовок из сплава ХН56МБВД ЭШП и ЦП,соответственно,до 1167 и 1210°С приводит к оплавлению эвтектики.

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА НАГРЕВА ПОД ЗАКАЖУ НА СТРУКТУРУ СПЛАВА ХН56МБЮД, ПОЛУЧЕННОГО ПО РАЗЛИЧНЫМ ТЕХНОЛОГИЯМ В процессе выдержки при температурах от 980°С до П80°С происходит монотонное увеличение среднего диаметра зерна 7-твердого раствора от ЗООмкм до 800мкм в сплаве ЭШП, от 910 до 2200мкм в сплаве ЦЯ и до 94мкм в сплаве ЭШП+ГД. Причем,с повышением температуры рост среднего диаметра зерна более значителен. Особенно интенсивный рост среднего диаметра зерна 7-твердого раствора происходит во время выдержки при температурах П30°С и И80°С. В процессе же выдержки при температурах 980°С - 1080°С склонность зерна к росту в сплаве ХН56МБЮД ЭШП, ЦЛ и ЭШП+ГД незначительна. В

горячедеформированном металле ЭШП+ГД из-за нерастворенной полностью при 980 и 1030°С, текстурированной вдоль направления проката, эвтектики не происходит заметного увеличения среднего диаметра зерна. Выдержка при температурах I080-II80°C приводит к растворению эвтектики и росту зерна f-твердого раствора в металле ЭШП+ГД. Время выдержки под закалку оказывает незначительное влияние на рост зерна литого металла. Основное увеличение среднего диаметра зерна металла ЭШП и ЦЛ происходит после получасовой выдержки, а для сплава ХН56МБЮД ЭШП+ГД}с увеличением времени выдержки при. температурах I080-II80°C от 1-го до 2~х часов,происходит заметное увеличение среднего диаметра зерна 7-твердого раствора. Необходимо отметить, что размер зерна 7-твердого раствора оказывает слабое влияние на характер разрушения литых сплавов ХН56МБЮД ЭШП и ЦП, т.к. разрушение носит йнтеркристаллитный характер и значительно влияет на характер разрушения сплава ХН56МБЮД ЭШП+ГД.

С понижением рабочей температуры влияние неметаллических включений на характер разрушения металла усиливается, причем особенно заметно с повышением общей загрязненности металла. В этом случае увеличивается число одновременно возникающих микротрещин и облегчается их слияние, так как уменьшается расстояние между включениями, что приводит к уменьшению энергии распространения трещин. В связи с тем, что стадия зарождения вязкого излома обусловлена наличием частиц более 3-5мкм, а неравномерное распределение частиц уменьшает энергоемкость вязкого излома, то- низкая пластичность сплава ХН56МБЮД может быть вызвана только достаточно крупными ОЗ-Юмкм) нерастворившимися ликвационными неоднороднос-тями, строчечными неметаллическими включениями и цепочками крупных карбонитридов.

Повышение температуры от 980 до П80°С приводит к практически полному растворению эвтектики в сплаве ХН56МБЮД, полученном

Э1Ш, и значительному растворению (остаточное содержание около 5% объемн.) в центробежнолитом сплаве ХН56МБЮД. В деформированном сплаве ХН56МБЮД эвтектика обнаружена только в исходном металле и после закалки от температуры 980 и Ю30°С. В отличие от среднего диаметра зерна 7-твердого раствора, время выдержки при температурах 980-1180°0 оказывает значительное влияние на содержание эвтектики. В микроструктуре излома образцов из сплава ХН56МБЮД ЭШП после закалки от 980°С обнаружены частицы эвтектики возле которых, по-видимому, происходило зарождение микротрещин. Поэтому, необходимо более полное растворение эвтектики, кроме того?раство-роние необходимо и в связи с наличием в эвтектике связанного в интерметаллида 7'-образующего элемента №. В связи с тем, что в центробежнолитом сплаве ХН56МБЮД не удается полностью растворить эвтектику, пластичность центробежнолитого сплава оказывается значительно ниже, чем у сплава, полученного ЭШ, в связи с зарождением трещин у границы эвтектика-матрица. При изучении фракто-графии образцов центробежнолитого металла на всех образцах обнаружены эвтектические составляющие на фасетках квазискола.

С другой стороны, при разрушении металла электрошлакового переплава в литом и деформированном состояниях на фасетках квазискола обнаруживаются карбонитриды. Причемлитом сплаве ХН56МБЮД ЗШП значительное выделение и образование цепочек крупных карбонитридов наблюдается только при температуре П80°С, при температуре П30°С растворяются мелкие карбонитриды, а при температурах 1030 и Ю80°С происходит коагуляция карбонитридов с увеличением доли крупных (5-7мкм) частиц за счет растворения средних (3-5мкм) без изменения объемного содержания карбонитридов. Сплав ХН56МБЮД в горячедеформированном состоянии обладает значительной способностью к растворению мелких карбонитридов, причем,с увеличением температурь^эта способность увеличивается. Повышение температуры закалки способствует растворению карбонитридов в центробежнолитом

сплаве ХН56МБВД в связи с малым содержанием азота в металле, и повышением как растворимости5так и скорости диффузии азота.

Температура закалки оказывает заметное влияние на объемную долю недеформируицихся силикатов только сплава ХН56МБВД ЭШП+ГД и практически не изменяет содержание недеформируицихся силикатов в литом металле (ЭШП и ЦП). Максимальный диаметр недеформируицихся силикатов в сплаве ХН56МБЮД ЭШП+ГД составлял 2,7мкм, а в металле ЭШП и ЦЛ не превышал 1,9мкм.

В мевдуветвиях дендритов литого сплава ХН56МБЮД ЭШП и ЦЛ, а также в сцлаве ЭШП+ГД имеются мелкодисперсные выделения карбо-сульфидов титана, которые из-за своего ¡«алого размера не оказывают влияния на металлургическое качество металла и выделяются в основном на карбонитридах, но поскольку склонность к образованию сульфидов у титана, являющегося одновременно и 7'-образующим элементом, наибольшая, то желательно добиться при закалке минимального объемного содержания карбосульфидов. Повышение температуры нагрева под закалку приводит (го сравнению с исходным состоянием) к увеличению объемного содержания сульфидной фазы в сплаве ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям, а также появле-. нием в металле ЭШП комплексных включений, содержащих строчечные сульфида титана (1=4-31мкм) в междуветвиях дендритов, отсутствие которых в исходном состояний связано с большей скоростью охлаждения металла ЭШП в медном водоохлаждаемом кристаллизаторе. Так как при достаточно больших скоростях охлаждения перераспределение серы при кристаллизации задерживается, ее концентрация в матрице получается несколько большей, а количество сульфидной фазы уменьшается. С увеличением температуры отмечается уменьшение содержания равновесной сульфидной фазы в металле ЭШП и ЦЛ, что связано с увеличением растворимости серы в 7-твердом растворе. При температуре П80°С в металле ЭШП отмечено увеличение содержания сульфидной фазы аналогичное повышению содержания (Мп,Ре)Б в марганцо-

вистых сталях, при температурах 1400-1200°С.

При температурах 980-1180°С в структуре сплава ХН56МБЮД ЭШП и ЭШП+ГД были обнаружены комплексы неметаллических включений, состоящие из уже упоминавшихся строчечных сульфидов титана (TIS) и строчечных оксидов (оксиалюминатов) (1=2,7-14мкм). Но если равновесное содержание сульфидов титана значительно возрастает при температуре П80°С как для строчечных, так и для карОосульфидов, то с увеличением температуры происходило монотонное уменьшение содержания строчечных оксидов в металле ЭШП. В сплаве ХН56МБВД ЭШП+ГД с повышением температуры закалки происходило выделение строчечных оксидов, силикатов и сульфидов, что связано с образованием . текстурированной структуры и интенсивными рекристаллиза-ционными процессами в деформированном металле. Оксиалюминаты (строчечные оксиды) не были обнаружены в сплаве ХН56МБЮД ЦЛ. С повышением температуры закалки центробежнолитого сплава ХН56МБЮД происходит уменьшение объемного содержания сульфидов (как строчечных, так и карбосульфидов. Как указывалось выше, причиной уменьшения содержания сульфидной фазы с увеличением температуры закалки является увеличение растворимости серы в 7-твердом растворе при повышении температуры.

Таким образом, наибольшей гомогенностью-структуры, зерном 7-твердого раствора не прошедшим собирательную рекристаллизацию, низким содержанием неметаллических включений и карбонитридов,обладает сплав ХН56МБЮД ЭШП и ЦЛ при закалке с температуры П30°С, а сплав ХН56МБЮД ЭШП+ГД после закалки с температуры 1030°С.

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА СТАРЕНИЯ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СПЛАВА ХН56МБЮД Для выбора режима старения изучалась кинетика старения сплава ХН56МБЮД. Выделение упрочняющей 7'-фазы происходит в интервале температур 600-800°С. Наибольший прирост твердости в сплаве ХНБ6МБВД ВДП, ЭШП, ЭШП+ГД и Щ достигается во время старения при

температуре 730°С. При повышении температуры старения до 800°С твердый раствор меньше насыщен по отношению к 7'-образующим элементам и поэтому с повышением температуры старения, меньшее количество 7'-фазы может выделиться при равновесных условиях.

Было обнаружено, что прирост твердости сплава ХН56МБВД, полученного по различным технологиям, слабо зависит от технологии получения и температуры закалки, а определяется температурой старения, концентрацией алюминия, титана и ниобия, содержанием в твердом растворе молибдена и ванадия и скоростью охлаждения при закалке.

При низких температурах старения, при которых,в принцш^ может быть получено наибольшее количество дисперсной фазы и обеспечен наибольший эффект дисперсионного упрочнения, рост частиц 7'-фазы (обусловливаемый в основном процессами коагуляции) происходит с малой скоростью. Поэтому, при одноступенчатом низкотемпературном старении и используемых при этом длительностях выдержек, частицы 7'-фазы не успевают вырасти до размеров, при которых коллоидный эффект становится мало существенным. Естественно, что в этих случаях не удается получить полного выделения 7'-фазы.

Если перед низкотемпературным старением провести высокотемпературное, при котором процессы коагуляции 7'-частиц протекают с достаточно высокой скоростью, то ,за сравнительно короткий промежуток времени высокотемпературного старения ^ может быть получена 7'-фаза с размером частиц 15-20нм. В этом случае последующее низкотемпературное старение может обеспечить быстрое довыделение дисперсной 7'-фазы до максимально возможного ее количества. Обязательным условием эффективного -применения ступенчатого старения по схеме высокотемпературное - низкотемпературное старение является требование, чтобы довыделение дисперсной"фазы на низкотемпературной стадии происходило за счет роста уже готовых частиц, а не путем образования новых зародышей.

Благодаря ступенчатому старению в сплаве ХН56МБЮД происходил значительный прирост твердости, который определяется режимом старения на высокотемпературной стадии и не зависит от технологии получения сплава и режима закалки. Наибольший упрочняющий эффект при старении, а,следовательно,и максимальное выделение частиц 7'-фазы, в сплаве ХН56МБЮД наблюдали при старении по режиму: 730°С -15часов + 650°С -Ючасов и 800°С -2часа + 650°С -Ючасов.

Во время длительной эксплуатации сплава ХН56МБЮД при температурах 500°С в течении 17000 часов и при 700°С в течении ЗОчасов возможен процесс достаривания. С целью изучения влияния длительности выдержки на структуру дисперсионноупрочненного сплава ХН56МБЮД проводились электронномикроскопические исследования сплава ХН56МБЮД ВДП, результаты которого приведены в табл.3.

Таблица 3.

, Влияние выдержки при температурах 500, 700 и 750°С на~параметры выделения частиц 7'-фазы в сплаве ХН56МБЮД ВДП

Режим термической обработки Параметры выделений частиц 7'-фазы Примечание

Средний диаметр частиц, нм Концентрация частиц, м Объемная доля, %

исходное состояние* 20 9А1021 3,8 -

500°С -2000 часов 21 9,5*Ю21 4,0 -

500°С -17000 часов 22 10,1*Ю21 4,2

700°С -8 часов 20 9*1021 3,8

700°С -24 часа 21 8*1021 3,9 -

700°С -100 часов 27 4*1021 4,1 МсС

750°С-24 часа 26,5 6*Ю21 5,8

750°С-Ю0 часов 39 3,4*Ю21 10,4 М6С

*-образцы в исходном состоянии термообработаны по режиму: Э80°С -I час + 730°-15 часов + 650°С-Ю часов.

Выдержка при температуре 500°С сплава ХН56МБЮД ВДП приводит к довыделению и укрупнению упрочняющей 7'-фазы, но образование объемоцентрированной 7"-фазы типа Ш.дТ1 не обнаружено. Такое изменение структуры приводит к незначительному упрочнению сплава при минимальном снижении пластичности (табл.4). После выдержки в течение 17000 часов при температуре 500°С, а также после 100 часового старения при температуре 700 и 750°С по границам зерен

Таблица 4

Влияние выдержки при 500°С в течение 17000 часов на изменение кратковременных механических свойств сплава ХН56МБЮД ВДП при 20°С.

Ло0,2 АС, % Лф , %

Абсолютная величина +зьмиа +б!М11а -7.3 -7.3

Относительная величина 3,8% 8% 17 22

наблюдается незначительное количество выделений с решеткой типа М6С (а=1,08нм). Анализ параметров частиц 7'-фазы во время выдержки при температурах 700 и 750°С в течение 8, 24 и ЮОчасов показал, что увеличение температуры и длительности старения приводит к увеличению среднего .диаметра и объемной доли частиц 7'-фазы. Однако, частицы 7'-фазы обладают высокой стабильностью и ее трансформации в гексагональный вариант - т)-фазу (Ш24) при температурах 700 и 750°С не происходило (табл.3). Бри двухступенчатом старении различие в режимах закалки и старения сплава ХН56МБЮД ВДП оказывает слабое влияние на достаривание сплава при температурах 500-750°С.

ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИИ ИЗГОТОВЛЕНИЯ, СТЕПЕНИ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА МЕХАНИЧЕСКИ СВОЙСТВА СПЛАВА ХНБ6МБЮД Для выбора режима термической обработки и степени горячей деформации сплава ХН56МБЮД ЭШП определяли кратковременные механи-

ческие свойства и ударную вязкость при 20°С.

Первоначально проводилось исследование влияния степени деформации на механические свойства сплава ХН56МБЮД ЭШП+ГД. Образцы из сплава ЭШП+ГД, полученного со степенями деформации до 80%, вырезались в продольном и поперечном направлениях. В результате исследования влияния степени горячей деформации и термической обработки на механические свойства и структуру ХН56МБЮД ЭШП и ЦЛ установлено, что:

- характер разрушения металла ЭШП+ГД вязкий, имеются участки межкристаллитного и транскристаллитного излома;

- даже при незначительном увеличении степени деформации наблюдается последовательное повышение механических свойств металла;

- при степенях деформации 25 и 50% в металле ЭШП+ГД и выдержки при температуре 980°С в течении часа первичная рекристаллизация остается незавершенной, а зеренная структура несформированной. отмечено, что при степенях деформации 75 и 80% наблюдается текстурированная структура металла со значительной анизотропией механических свойств. Необходимо также принять во внимание, что прокатка со степенями деформации 75 и 80% осуществлялась за два выноса из нагревательной печи;

- наиболее благоприятным комплексом механических свойств, низкой анизотропией, благоприятной зеренной структурой обладает металл ЭШП со степенью деформации 67%;

- оптимальное сочетание характеристик прочности и пластичности, высокую ударную вязкость имеет сплав ХН56МБЮД ЭШП+ГД после закалки от Ю30°С с последующим стандартным старением, что подтверждает Еыоранную температуру закалки;

- сопоставление механических свойств сплава ХН56МБЮД ВДП и ЭШП+ГД позволяет сделать вывод, что кратковременные механические свойства при 20°С металла ЭШП+ГД, после термической обработки по

оптимальному режиму (оь=П80МПа, о0 2=740МПа, б5=31%, ф=44%,

о

КСУ=1,4МДж/м ^превосходят свойства, получаемые на горячекатанных прутках из сплава ХН56МБВД ВДП;

- характер разрушения металла ЭШП вязкий по междендритным участкам и частицам эвтектики;

- наиболее высокими механическими свойствами обладает сплав ХН56МБЮД ЭШП после закалки от П30°С и последующего старения .(оь=1008МПа, о0 2=600МПа, 05=29%, ф=32%, КСУ=1,1МДж/м2) и незначительно уступают свойствам горячедеформированного металла ВД (только по характеристикам прочности);

- наилучшие механические свойства у металла ЦЛ после термообработки по режиму закалка от П30°С, старение 800°С -2часа + 650°С - Ючасов

В настоящее время в промышленности используют литые диспер-сионноупрочненные никелевые сплавы ВЖЛ-14 и ХН70ВМЮТЛ, близкие к сплаву ХН56МБЮД по Содержанию легируицих элементов. Механические свойства при 20°С никелевых сплавов предсталены в табл.5.

Кратковременные механические свойства металла трубной ЭШП заготовки при 20°С незначительно уступают свойствам горячедеформированного металла ВДП (только по характеристикам прочности). Металл трубной заготовки ЭШП и ЦЛ превосходит по характеристикам прочности в 1,5-2 раза, а по пластичности в 2-5 раз^ используемые в настоящее время литые никелевые сплавы с дисперсионным упрочнением ВЖЛ-14 и ХН70ВМЮТЛ. Металл трубной заготовки ХН56МБЮД ЭШП обладает более высокой пластичностью чем металл ЦЛ, что^очевидно^ связано с наличием в- структуре сплава ХН56МБЮД ЦЛ нерастворив-шейся эвтектики. Однако, по кратковременным механическим свойствам, металл^получаемый центробежным литьем,не уступает по пластичности и значительно превосходит по характеристикам прочности сплавы ВЖЛ-14 и ХН70ВМЮТЛ. Кратковременные механические свойства сплава ХН56МБЮД ЭШП+ГД значительно превосходят свойства ?голуча-

емые на горячекатанных прутках из сплава ХН56МВЮД ВДП. По предварительной оценке жаропрочность сплава ХН56МБЮД ЭШП и ЭШП+ГД соответствует условиям , предъявляемым. к конструкционным материалам для корпуса высокотемпературного газового реактора.

Таблица 5

Механические свойства при 20°С никелевых сплавов

Сплав а0 МПа оь , МПа QI0, % (|), %

ХН56МБЮД ЭШП+ГД 740+2,3 II80±I6 31+0,8 44±2

ХН56МБЮД ВДП 650±2 1050+16 25+1 30+1

ХН56МБЮД ЭШП 600+1,8 1010+14 29±0,7 30±1

ХН56МБЮД ЦЛ 850+2,6 1020+14 12,5±0,3 12+0,6

ВЖЯ-14 540±1,5 780±11 6+0,2 9±0,4

ХН70ВМЮТЛ 480±1,5 680±Ю 8±0,2 10±0,4

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

I. Установлено, что электрошлаковый переплав способствует снижению содержания серы в сплаве ХН56МБЮД, что сопровождается снижением содержания сульфидов. Содержание азота после ЭШП практически не изменяется, но более равномерное распределение азота в металле и уменьшение сульфидной фазц вызывает снижение объемного содержания карбонитридов и уменьшение их размера. Повышение содержания в металле ЭШП кремния приводит к увеличению объемной доли недеформирующихся силикатов. Размеры недеформирующихся силикатов меньше^чем в металле ВДП, что связано с высокими скоростями охлаждения металла ЭШП в медном водоохлаждаемом кристаллизаторе. Горячая деформация металла ЭШП способствует снижению объемного содержания эвтектики, неметаллических включений и карбонитридов. Центробежное литье позволяет получать трубные заготовки с высоким металлургическим качеством, но медленное охлаждение в изложнице

приводит к содержанию эвтектики около 29% и крупному зерну 7-твердого раствора.

2. Впервые дилатометрическим и калориметрическим методами определены температурные интервалы растворения и выделения упрочняющей т'-фазы для сплава ХН56МБВД, полученного по различным технологиям. Показано, что при нагреве сплава ХН56МБКЩ в интервале температур 600-800°С происходят процессы упорядочения и выделения 7'-фазы, а в интервале температур 800-934°С происходят процессы коагуляции и растворения 7'-фазы. При охлаждении сплава ХН56МБЮД в интервале температур 835-520°С происходит упорядочение и выделение 7'-фазы. В литом металле растворение- и выделение упрочняющей 7'-фазы происходит в более узком температурном интервале. Нагрев металла литых трубных заготовок из сплава ХН56МБЮД ЭШП и ЦЛ, соответственно, до 1167 и 1210°С приводит к оплавлению эвтектики.

3. Наибольшей гомогенностью структуры, низким содержанием неметаллических включений и карбонитридов обладают: сплав ХН56МБЮД ЭШП и ЦП при закалке от температуры П30°С, а сплав ХН56МБЮД ЭШП+ГД после закалки с температуры 1030°С.

4. Разработана технология термической обработки сплава ХН56МБЮД, полученного ЭШП, ЭШП+ГД и ЦЛ. Более полное выделение упрочняющей 7'-фазы и значительное упрочнение сплава ХН56МБЮД достигается после двухступенчатого старения по режиму: 800°С-2часа + 650°С-10часов. Влияние технологии и температуры закалки на кинетику старения незначительно. Свойства сплава ХН56МЕЮД ВДП, ЭШП и ЭШП+ГД после старения по выбранному режиму не уступает свойствам металла ВДП после стандартного старения (730°С-15часов + 650°С-Ючасов). ....

.... 5. Длительные выдержки закаленного и состаренного сплава ХН56МБЮД при температурах 500-750°С приводят к довыделению и укрупнению упрочняющей 7*-фазы, но выделение некогерентных фаз не

наблюдается. Такое изменение структуры сопровождалось незначительным упрочнением сплава при минимальном снижении пластичности, что свидетельствует о достаточно хорошей фазовой стабильности сплава ХН56МВЮД при длительных выдержках при 500-750°С.

6. Механические свойства при 20°С литой трубной заготовки ЭШП, термообработанной по разработанному режиму, незначительно уступают свойствам горячедеформированного металла ВДП (только по характеристикам прочности). Металл трубной заготовки ЭШП и ЦЛ превосходит по характеристикам прочности в 1,5-2 раза, а по пластичности 'в 2-5 раз используемые в настоящее время литые никелевые сплавы с дисперсионным упрочнением. По предварительной оценке характеристики жаропрочности металла ЭШП и ЦЛ будут соответствовать требованиям, предъявляемым к конструкционому материалу корпуса газового реактора КЯЭДУ.

7. Получение полуфабрикатов с высокой удельной прочностью без последующей деформации из дисперсионноупрочненного никелевого сплава ХН56МБЮД применительно к корпусам реакторных установок, и сосудам высокого давления позволит получить для народного хозяйства экономический эффект за счет существенного снижения металлоемкости изделия,по сравнению с применяемыми в настоящее время для этих целей сталями аустенитного класса.

Основное содержание диссертации изложено в следующих публикациях:

1. Еашнин Ю.А., Коростелев А.Б. Выбор режима закалки сплава ХН56МБЮД электрошлакового переплава/ Металловедение и термическая обработка металлов, ЖЗ, 1993. с.18-20.

2. Калинин Г.М., Иванов А.Д., Коростелев А.Б. Перспективный конструкционный материал для ядерных энергетических установок.// Вопросы атомной науки и техники. Серия: Материаловедение и новые материалы №1(45), 1992,'с.68-71.

3. А.Б.Коростелев, Ю.А.Башнин, А.Д.Иванов "Исследование ки-

нетики фазовых превращений в сплаве ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям", Деп, Черметинформация, N5778, 15.07.91г.

4. Башнин Ю.А., Коростелвв А.Б., Иванов А.Д. Влияние способа производства и температуры закалки на структуру и свойства сплава ХН56МБЮД/ Сталь Ив, 1993.-С.68-71.

5. Тихонов В.А., Медовар Б.И., Саенко В.Я., Калинин Г.М., Иванов А.Д., Коростелев А.Б. и др. Получение полых заготовок из высоконикелевого сплава методом ЭШП/ Пробл. спец. электрометал лургии, Ш, 1990.-С.39-42.

6. Korostelev А.В., Ivanov A.D. Investigation of long-term Holding Time Effect on Austenltlc Ni-Fe-Cr-based Alloy Structure and Prorertles at Temperature Range from 773 to 923K.// Transaction of the Second International Conference on Materials Science Problems by Production and Operation of NPP Facllites. CRISM "Prometey". 1Si92. v.1 p.72-80.

7. Kalinin G.M., Ivanov A.D., Korostelev A.B. Perspective structural materials for nuclear power propulsion system of space complexes/ Report to Conference "Nuclear Energe in Space",USSR, Obninsk, IPPE, May 15-19, 1990.

/

8. Иванов А.Д., Калинин Г.М., коростелев А.Б., Ушаков В.П. Радиационная стойкость конструкционных материалов при низких температурах/ Доклад на 3-ей Международной конференции "Ядерные ракетные двигатели", Семипалатинск, 25-29 сентября, 1992.

9. Korostelev А.В., Ivanov A.D. Investigation of Holding Time Under Quenching Temperatures on Stracture of Ni-Cr-Pe-Mo-Nb-Al-Tl Type of Cryogenic Alloys.// Transaction of the International Cryogenic Materials Conference 8-12 June 1992, Kiev, Ukraine.

10. Abramov V.Ya., Ivanov A.D., Korostelev A.B., Crestnikov N.S. Investigation and Development of Pipe Quality Criteria for Clean Rooms// Transaction of the 3-rd Symposium & Exhibition on Semiconductor. Engineering . and Technology SET'92, 12-14 October,

1992, Warsaw, Poland.

11.- Коростелев А.Б., Башнин Ю.А., Иванов А.Д. Влияние переплавных процессов на структуру и свойства сплава ХН56МЕЮД (ЭК-62), используемого для изготовления крупногабаритных заготовок / Доклад на 1-ом собрании металловедов России, Пенза, 21-24 сентября, 1993.

12. А.СЛ718545 СССР, /Флюс-концентрат для электрошлаковых технологий/ Тихонов В.А., Медовар Б.И., Саенко В.Я., Калинин Г.М., Иванов А.Д., Коростелев А.Б. и др./ Заявка №4814454. Приоритет изобретения 5 марта 1990 г.

Фирма "Эвтектика , зак. 743/100