Перспективы использования возврата при получении качественных отливок из никелевых сплавов с управляемой кристаллизацией

III ТЕХНОЛОГИ ОТРИМАННЯ ТА ОБРОБКИ КОНСТРУКЦ1ЙНИХ МАТЕР1АЛ1В

УДК 621.74.045:669.24.002.8

Канд. техн. наук В. В. Наумик, д-р техн. наук Э. И. Цивирко, д-р техн. наук В. В. Лунев

Национальный технический университет, г. Запорожье

ПЕРСПЕКТИВЫ ИСПОЛЬЗОВАНИЯ ВОЗВРАТА ПРИ ПОЛУЧЕНИИ КАЧЕСТВЕННЫХ ОТЛИВОК ИЗ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ С УПРАВЛЯЕМОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИЕЙ

Изучена принципиальная возможность использования отходов жаропрочных никелевых сплавов. Показано положительное влияние термовременной обработки. Управляемая направленная кристаллизация существенно улучшала комплекс физико-механических и эксплуатационных свойств получаемого литья.

Введение

Процессы управляемой кристаллизации жаропрочных никелевых сплавов широко распространены при изготовлении деталей горячего тракта авиационных двигателей. В данных силовых агрегатах применяются отливки как с равноосной, так и с направленной макроструктурой. Технологическим процессом, разработанным Всероссийским институтом авиационного машиностроения, строгое соблюдение которого, в том числе и в Украине, является обязательным при получении деталей, подлежащих использованию в авиационном машиностроении, предусмотрено применение для таких изделий исключительно свежих рабочих сплавов российского производства (г. Ступино). Однако в силу сложившихся политических и экономических обстоятельств в нашей стране скапливается все большее количество технологического возврата подобных сплавов, вывоз которых для переработки в Россию экономически не целесообразен. Таким образом, все более остро встает вопрос возможности повторного производственного использования отходов дорогостоящих жаропрочных никелевых сплавов.

Использование отходов

Изучали производственные данные о качественных показателях отливок, полученных методом высокоскоростной направленной кристаллизации с использованием шихты, состоящей на 50 % из свежего рабочего сплава и на 50 % из технологического возврата сплавов ЖС26-ВИ и ЖС32-ВИ.

Химический состав указанных сплавов согласно ТУ1-92-177-91 приведен в таблице 1.

После расплавления шихты в магнезитовом тигле установки УВНК-8П металл нагревали до температуры 1600-1620 °С, выдерживали в течение 8-10 минут и заливали в керамические формы, полученные по выплавляемым моделям, предварительно нагретые до 1580-1600 °С. Залитые формы для получения литых пальчиковых образцов диаметром 15 мм со скоростью 10 мм/мин из печи подогрева форм опускали в ванну жидкометаллического алюминиевого кристаллизатора с первоначальной температурой 800-850 °С.

Средние показатели механических свойств и жаропрочности, полученные в результате испытаний опытных образцов с направленной кристаллизацией,

Таблица 1 - Химический состав жаропрочных никелевых сплавов

Марка сплава Массовая доля элементов, %

С Сг Со Мо А1 Л V №> Та Яе

ЖС26-ВИ 0,12-0,18 4,3-5,6 8-10 0,8-1,4 10,9-12,5 5,5-6,2 0,8-1,2 0,8-1,2 1,4-1,8 - -

ЖС32-ВИ 0,12-0,18 4,3-5,6 8-10 0,8-1,4 7,7-9,3 5,6-6,3 - - 1,4-1,8 3,5-4,8 3,5-4,5

Примечание: в сплавах допускается содержание не более (%): 1,0 Fe; 0,025 Ce; 0,06Zr; 0,035 B; 0,4 Si; 0,01 S; 0,015P; 0,01 Y; 0,0012 Pb; 0,0005 Bi.

© В. В. Наумик, Э. И. Цивирко, В. В. Лунев, 2008

соответствовали уровню требований технических условий (табл. 2).

Известен способ термовременной обработки (ТВО) расплава [1, 2 с. 96], который предусматривает после полного расплавления металла, перегрев его на значительную величину (порядка сотен градусов), что приводит к измельчению структуры и повышению свойств металла после его кристаллизации. Механизм процессов, происходящих при этом, изучен еще недостаточно.

Ранее были проведены исследования по изучению влияния такой обработки на химический состав, структуру и свойства сплава ЖС3ДК-ВИ [3]. После высокотемпературной обработки опытный металл заливали в электрокорундовые формы по выплавляемым моделям для получения образцов с равноосной кристаллизацией.

Исследованиями установлено, что в процессе выдержки металла при температурах порядка 1850-1900 °С в атмосфере аргона с давлением 1-10-4 Па происходил угар практически всех легирующих элементов. Наиболее существенно угару были подвержены алюминий, вольфрам, кремний и углерод. Величина угара зависела от длительности выдержки расплава.

Установлено также, что в результате выдержки расплава при температуре 1850 °С в течение 20 минут происходило снижение массовой доли азота в сплаве с 0,0159 % до 0,0001 %. Высокотемпературная обработка снижала структурную неоднородность жидкого металла, приводила к существенному переохлаждению кристаллизующегося металла относительно ликвидуса, и в результате - к значительному изменению структурных составляющих сплава [4].

Оптимальный режим термовременной обработки (выдержка в течение 10 минут при температуре 1850 °С) заметно улучшил механические свойства исследуемых сплавов при комнатной температуре и длительную прочность при 850 °С [3].

Изучали качественные показатели образцов, изготовленных методом высокоскоростной направленной кристаллизации из паспортной заготовки диаметром 90 мм, полученной предварительным переплавом ших-

ты, состоящей из 100 % отходов жаропрочного никелевого сплава ЖС32-ВИ, с применением термовременной обработки.

Шихту, состоящую из 100 % технологического возврата сплава ЖС32-ВИ, загружали в вакуумную индукционную печь УППФ-3М с основным тиглем, расплавляли и нагревали до температуры 1600 °С. Затем в вакуумную камеру напускали аргон (300 мм рт. ст.), содержащий 0,0007 % кислорода, 0,005 % азота и 0,005 % паров воды, нагревали расплав до температуры 1850±20 °С, выдерживали в течение 20 минут, охлаждали до температуры 1600±20 °С и заливали в металлическую форму для получения паспортной заготовки диаметром 90 мм. Далее из этой заготовки на установке УВНК-8П получали опытные пальчиковые образцы диаметром 15 мм с направленной кристаллизацией согласно методике, описанной выше.

Таким образом, материал полученных образцов прошел три переплава: первый - получение лопаток из свежего рабочего сплава на установке УВНК-8П; второй - термовременная обработка на установке 0КБ-860; третий - получение образцов на установке УВНК-8П.

На полученных образцах изучали химический состав, макро- и микроструктуру, механические свойства при комнатной температуре и длительную прочность при температуре 1000 °С и напряжении 280 МПа. Для сравнительных металлографических исследований были отобраны пробы от замковой и перьевой частей пустотелой лопатки с направленной кристаллизацией из сплава ЖС32-ВИ, полученной на свежей шихте.

Химический анализ показал, что в результате угара некоторых элементов их содержание в отдельных образцах после трех переплавов снижалось ниже допустимого по ТУ уровня. Наиболее подвержены угару были углерод, алюминий, хром и рений.

Макроструктура поверхности опытных образцов состояла из 4-6 столбчатых кристаллов. Усадочных дефектов в поперечном сечении образцов выявлено не было.

Металлографический анализ проводили на нетравленых и травленых реактивом Марбле шлифах.

Сплав Шихта Механические свойства Длительная прочность

а„, МПа 8, % аи, МПа г, оС т, час

ЖС26-ВИ 50 % возврата 1013 10,1 260 975 6818

Согласно ТУ 830 3,0 260 975 > 40

ЖС32-ВИ 50 % возврата 1092 6,9 280 1000 6711

100 % возврата + ТВО 841,9 15,8 280 1000 558

Согласно ТУ 850 5,0 280 1000 > 40

Таблица 2 - Средние показатели механических свойств и длительной прочности опытных образцов диаметром 15 мм из сплавов ЖС26-ВИ и ЖС32-ВИ с направленной кристаллизацией

В структуре сплава ЖС32-ВИ после одного вакуумного переплава выявлены карбиды эвтектического типа, образующие своеобразный каркас. В образцах опытного металла после трех переплавов, очевидно, в результате угара углерода, количество и размеры эвтектических карбидов заметно уменьшились, но тип и морфология их практически не изменились (рис. 1). Одновременно увеличились количество и размер эвтектической у + у'-фазы (рис. 2). По-видимому, в нее перешла часть высвободившихся карбидообразующих элементов.

В пробах металла шести плавок, выплавленных из 100 % технологического возврата с использованием термовременной обработки, по сравнению с материалом лопаток, полученных по серийной технологии, заметно уменьшился размер дендритной ячейки (табл. 3). Это, по-видимому, связано с повышением однородности структуры жидкого металла во время выдержки его при высокой температуре и, соответственно, с кристаллизацией его в более узком интервале температур.

Изучали микротвердость структурных составляющих (оси, межосья, эвтектическая у + у'-фаза) образцов сплава ЖС32-ВИ. Установлено, что во всех случаях наименьшую микротвердость имели оси дендритов, а наибольшую - эвтектическая у + у'-фаза (табл. 3). Микротвердость всех структурных составляющих металла, выплавленного из 100 % технологического возврата после трех переплавов, была ниже аналогичных показателей материала проб, отобранных от лопаток, полученных по серийной технологии, что явно связано с угаром легирующих элементов.

Уровень прочностных свойств опытного металла как при комнатной температуре, так и при 1000 °С был несколько ниже требований ТУ (табл. 2). При этом пластичность его превышала указанные требования примерно в три раза, и более чем в два раза была выше, чем у образцов, полученных высокоскоростной направленной кристаллизацией из шихты, состоящей на 50 % из свежего рабочего сплава и на 50 % из технологического возврата сплава ЖС32-ВИ (табл. 2).

а х200

б х500

в х200

г х500

Рис. 1. Карбиды в опытных образцах сплава ЖС32-ВИ: а, б - свежая шихта; в, г - 100 % возврат + ТВО

а х200 б х500 в х200 г х500

Рис. 2. Эвтектическая у+у'-фаза в опытных образцах сплава ЖС32-ВИ: а, б - свежая шихта; в, г - 100 % возврат + ТВО

Таблица 3 - Некоторые качественные показатели микроструктуры исследованных образцов сплава ЖС32-ВИ

Среднии размер дендритной ячейки, мкм Микротвердость, МПаЧ102

Шихта Проба № плавки Дендритная структура Эвтектическая

Оси Межосья у+у'-фаза

Свежая Замок лопатки - 76,3 77,2 79,9 89,0

Перо лопатки - 84,6 75,8 81,4 89,0

1 59,5 77,2 77,2 92,4

2 60,5 57,8 63,4 63,4

100% возврат + ТВО Образец 0 15 мм 3 59,5 74,6 77,2 77,2

с направленной 4 44,6 63,4 69,8 67,5

кристаллизацией 5 56,5 50,1 53,0 54,5

6 50,2 59,6 57,8 63,4

среднее 55,1 63,8 66,4 69,7

Как известно, именно пластические свойства определяются основой литейного сплава и являются показателем его чистоты и принципиально достижимого уровня комплекса механических свойств. Уровень прочностных свойств, по мере необходимости, может быть повышен дополнительным легированием жаропрочного сплава, например с помощью комплекса гафния и циркония [5].

Учитывая специфику эксплуатации отливок из жаропрочных никелевых сплавов, конечно, вряд ли стоит говорить о возможности рекомендаций по использованию технологического возврата при изготовлении деталей силовых авиационных агрегатов. Однако они вполне могут быть использованы при производстве деталей, используемых в наземных, например, газоперекачивающих установках.

Управляемая кристаллизация

Часто из жаропрочных никелевых сплавов изготавливают полые отливки, как, например, охлаждаемые лопатки силовых агрегатов, поэтому отдельный интерес представляет собой вопрос поведения их в условиях затрудненной усадки и, соответственно, получения качественных отливок с внутренним стержнем.

Изучали качественные показатели пустотелых тонкостенных литых образцов (длиной 150мм с толщиной стенки 2 мм) из сплавов ЖС26-ВИ и ЖС32-ВИ с внутренним стержнем из высокоглиноземистого практически неподатливого материала (алунда) диаметром 12 мм с толщиной стенки 2 мм, полученных в результате управляемой равноосной и высокоскоростной направленной кристаллизации.

Для получения образцов с равноосной структурой плавки проводили следующим образом.

После загрузки шихты в тигель и установки двух блоков керамических форм, установку УВНК-8П герметизировали и производили откачку воздуха из рабочей камеры до остаточного давления, соответственно действующей технологической инструкции на изготовление лопаток с направленной кристаллизацией. В один из блоков, дальний по отношению к камере

шлюзования, была установлена термопара. Далее включали систему предварительного подогрева форм (ППФ) и прибор, регистрирующий их температуру.

В начале нагрева температура блоков была примерно на 200 °С ниже температуры нагревателей устройства 11ПФ. В процессе нагрева эта разница постепенно уменьшалась. Через 80 минут после включения на нагревателях была достигнута температура 1580 °С, и после еще 10 минутной выдержки при этой температуре на нагревателях температура блоков практически с ней сравнялась.

После расплавления металла в тигле его разогревали до температуры 1610 °С и заливали в литейные формы. Сразу после заливки наблюдалась некоторая нестабильность показаний прибора, регистрирующего температуру литейной формы.

Через 5 минут после заливки выключали нагреватели ППФ (метка б, рис. 3). С этого момента показания прибора стабилизировались, при этом на одной из плавок скачек показаний составил более чем 150 °С, что свидетельствует о наличии наводок в электрической цепи термопары от устройства ППФ при высоком уровне мощности.

Далее прибор регистрировал постепенное снижение температуры в литейной форме. На термограммах (рис. 3) была зарегистрирована площадка, соответствующая процессу равноосной кристаллизации сплава.

Разгерметизацию установки и извлечение форм производили после полного их охлаждения.

Визуальным осмотром после удаления огнеупорного покрытия на поверхности всех образцов были обнаружены продольные поперечные и косые трещины, имеющие темно-желтый цвет побежалости, что явно говорит об их горячем происхождении. Травление на макроструктуру показало, что трещины проходят по границам отдельных макрокристаллов (рис. 4).

Опытные плавки для получения образцов с направленной кристаллизацией производили следующим образом.

ЛО 230 210 2«) 190 И0 170 16(1 150 МО 1» 120 110 Ш0 90 80 70 6П 50 40 30 20 10 0

Время, мин

Рис. 3. Термограммы опытных плавок: а - заливка металла в форы; б, в - выключение устройства ППФ соответственно при равноосной и направленной кристаллизации;

1 - сплав ЖС26-ВИ, равноосная кристаллизация;

2 - сплав ЖС32-ВИ, равноосная кристаллизация;

3 - сплав ЖС26-ВИ, направленная кристаллизация;

4 - сплав ЖС32-ВИ, направленная кристаллизация

После загрузки шихты в тигель печи и установки керамических форм с термопарой в рабочую камеру производили ее герметизацию и откачку воздуха. Включали систему ППФ и разогревали формы до 1580 °С. Металл после расплавления разогревали до 1620 °С и

Рис. 4. Горячие трещины по границам макрозерен при равноосной кристаллизации

заливали в литейные формы. Блоки залитых форм со скоростью 10 мм/мин опускали в ванну жидкометал-лического кристаллизатора. В интервале температур 1400-1300 °С была зарегистрирована площадка, соответствующая температурному интервалу кристаллизации сплавов.

После полного опускания форм температуру на нагревателях снижали до 1460 °С и начинали подъем форм.

В процессе подъема форм температуру на нагревателях постепенно снижали до 1270 °С. Показания термопары, установленной на литейной форме, при этом держались примерно на уровне 1150 °С.

Через 5 минут после окончания подъема форм нагреватели ППФ отключали (метка в, рис. 3), и далее шел процесс равномерного охлаждения.

После полного охлаждения формы извлекали и удаляли с них керамическую оболочку.

Визуальным осмотром только на отдельных образцах были обнаружены продольные трещины. Примерно 75 % образцов были получены без видимых дефектов.

Изучение образцов после травления на макроструктуру показало, что горячие продольные трещины образовывались только по границам паразитных кристаллов, зарождавшихся уже в процессе кристаллизации цилиндрической части образцов (рис. 5). На образцах с монокристаллической структурой горячих трещин выявлено не было.

Рис. 5. Схема макроструктуры образцов, полученных управляемой направленной кристаллизацией сплава ЖС32-ВИ:

1 - паразитные кристаллы

Таким образом, можно сделать вывод, что при направленной кристаллизации образцов из жаропрочных никелевых сплавов горячие трещины, вызванные затрудненной усадкой, возникают лишь в отдельных случаях и обусловлены нарушением условий кристаллизации.

Металлографическим анализом установлено [4, 6], что в результате направленной кристаллизации, в сравнении с объемной, произошло существенное измельчение дендритной структуры металла (табл. 4).Одновременно наблюдали измельчение эвтектической у + у-фазы. Количество последней в результате изменения условий кристаллизации заметно не изменилось.

Установлено [6], что горячие трещины в образцах с равноосоной структурой зарождались по карбидному каркасу перпендикулярно поверхности образца.

В опытных образцах после направленной кристаллизации, в сравнении с объемной, заметно повысилась микротвердость всех структурных составляющих жаропрочных сплавов (табл. 4). Анализ полученных результатов указывает на большую однородность хими-

ческого состава материала образцов, полученных в результате высокоскоростной направленной кристаллизации.

Механические испытания показали, что образцы сплава ЖС26-ВИ с направленной структурой, в сравнении с равноосной, обладали несколько меньшей прочностью (стВ соответственно 900 и 915 МПа), большей пластичностью при комнатной температуре (5 соответственно 11,7 и 6,9 %) и значительно большей длительной прочностью при высоких температурах (соответственно 111 часов до разрушения при 975 °С и ст = 260 МПа, и 64,5 часа при 975 °С и ст = 230 МПа).

Выводы

Таким образом, на основании проведенного комплекса исследований можно сделать следующие выводы.

Несмотря на очень высокий уровень ответственности и требований, предъявляемых к отливкам из жаропрочных никелевых сплавов, принципиально возможным и экономически обоснованным является

Таблица 4 - Некоторые качественные показатели микроструктуры опытных образцов после различных режимов управляемой кристаллизации

Сплав Структура Средний размер дендритной ячейки, мкм Эвтектическая у+у'-фаза Микротвердость, МПа

Дендритная структура Эвтектическая у+у'-фаза

Индекс, Ч10"3 Средний размер, мкм Оси Межосья

ЖС26-ВИ Равноосная 81,3 22,83 20,0 5150 5060 5168

Направленная 57,8 18,38 11,3 5868 5796 6576

ЖС32-ВИ Равноосная 70,4 41,21 20,1 5606 5350 6236

Направленная 51,8 43,57 15,5 5702 5544 7768

промышленное использование имеющегося в наличии технологического возврата.

Применение предварительной термовременной обработки в комплексе с дополнительным легированием еще более расширяет диапазон возможного кратного использования отходов дорогостоящих никелевых сплавов.

Управляемая направленная кристаллизация данных сплавов существенно увеличивает однородность материала, улучшает комплекс физико-механических свойств как при комнатных, так и при высоких температурах, а следовательно, повышает эксплуатационные свойства изготавливаемых отливок.

Перечень ссылок

1. Еланский Г.Н. Строение и свойства металлических расплавов: Учеб. Пособие для вузов. - М.: Металлургия, 1991. - 160 с.

2. Гуляев Б.Б. Теория литейных процессов: Учеб. Посо-

бие для вузов. - Л.: Машиностроение, 1976. - 216 с.

3. Свойства жаропрочных никелевых сплавов после ВТОР/ Клочихин В.В., Жеманюк П.Д., Цивирко Э.И., Наумик В.В. // Новi матерiали i технологи в металургй та машинобудуванш. - 2000, №1. - С. 41-46.

4. Процессы кристаллизации, структура и свойства отливок из никелевых жаропрочных сплавов / Цивирко Э.И., Жеманюк П.Д., Клочихин В.В., Наумик В.В., Лунев В.В. // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2001, №10. - С. 13-17.

5. Влияние модификаторов на склонность жаропрочного сплава к образованию ТПУ фаз / Кудин В.В., Цивирко Э.И., Наумик В.В., Лысенко Н.А., Жеманюк П.Д. // Новi ма-терiали i технологи в металургй та машинобудуванш. -2003, №2. - С. 20-25.

6. Об'емна та спрямована кристалiзацiя нкелевих сплавiв / Е.1. Цивiрко, В.В. Клочихш, О.Г. Коломойцев, В.В. Наумик // Металознавство та обробка мета™. - 2000, №3. -С. 5-11.

Одержано 19.09.2007

До^джено принципову можливiсть використання eidxodie жаромщних ткелевих cmaeie. Показано позитивний вплив термочасовог обробки. Керована спрямована кристалiзацiя суттево покращувала комплекс фiзико-механiчних та експлуатацшних властивостей отриманого лиття.

The principal possibility of nickel-base superalloys waist application was studied. Positive influence of thermal-time treatment was shown. Controlled directional crystallization essentially improves complex of physical, mechanical and exploitation properties.

УДК 669.017

Канд. техн. наук А. И. Буря1, Г. В. Козлов1, И. В. Рула1, д-р техн. наук Л. Р Вишняков2

1 Государственный аграрный университет, г. Днепропетровск

2 Институт проблем материаловедения НАН Украины, г. Киев

ВЛИЯНИЕ ОБРАТНОЙ СВЯЗИ НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА УГЛЕПЛАСТИКОВ НА ОСНОВЕ

ФЕНИЛОНА

Полученные результаты позволили выяснить структурный смысл эффекта обратной связи для углепластиков на основе фенилона и продемонстрировать его влияние на прочность этих материалов. Снижение параметра обратной связи может привести к существенному росту макроскопической прочности углепластиков.

Как показано в работе [1], структура углепластиков, полученных с помощью технологии предварительного смешения компонентов во вращающемся электромагнитном поле, является синергетической системой. Это выражается в поведении ее основных характеристик как функции продолжительности смешения г: при малых г (< 120 с) наблюдается периодическое (упорядоченное) поведение, близкое к синусоидальному с удвоением периода, а затем реализуется

переход к хаотическому поведению [1]. Как известно [2], одной из основных особенностей синергетичес-ких систем является наличие в них обратной связи. Структурный смысл обратной связи для рассматриваемых углепластиков выражается соотношением [1]:

Ф™ = 0,74 -Фмф,

где ф0 и фмф - относительные доли областей локального

© А. И. Буря, Г. В. Козлов, И. В. Рула, Л. Р. Вишняков, 2008