СТРУКТУРА І ФАЗОВИЙ СКЛАД МОНОКРИСТАЛІЧНИХ ЖАРОМІЦНИХ НІКЕЛЕВИХ СПЛАВІВ

Фізичні основи розробки монокристалічних нікелевих сплавів

Приблизно в середині XX століття були виявлені металеві бінарні сплави з так званої позитивної (аномальної) температурної залежністю напруги течії. Це означає, що в певному температурному інтервалі з ростом температури механічні властивості не зменшуються, а, навпаки, зростають. В чистих металах опір деформації завжди зменшується з ростом температури.

В сучасних жароміцних нікелевих сплавах з ростом температури механічні властивості зростають в широкому температурному інтервалі. На рис. 3.1 представлена температурна залежність напруги течії сплаву Ni, Al. Такі властивості проявляються виключно в сплавах з дальнім атомним порядком, або, іншими словами, з сверхструктурами. Цей ефект досягається вже в бінарних Інтерметалл ідах. Зараз вивчені багато інтерметалліді з різними сверхструктурами і можна стверджувати, що найсильніше позитивна температурна залежність напруги течії виражена в інтерметалідах зі сверхструктурами 1Л 2. Для реалізації подібного властивості, яке не виявляється в чистих металах, необхідний, по крайней мере, бінарний сплав. Встановлено, що в ряді випадків легування третім компонентом дозволяє підсилити цей ефект.

Температурна залежність напруги течії сплаву Ni  Al

Мал. 3.1. Температурна залежність напруги течії сплаву Ni 3 Al

В сучасних жароміцних сплавах на нікелевій основі, для реалізації позитивної температурної залежності напруги течії, використовуються в основному фази зі сверхструктурами 1_1 2 . Звичайно, жароміцні сплави - це багатокомпонентні композиції. Їх розробка грунтується на всебічному використанні основних досягнень металофізики XX столітті.

Наявність далекого атомного порядку в розташуванні атомів було доведено рентгенівськими експериментами Е. Бейна в 1923 році, виконаними на мідно-золотих сплавах. Наявність надструктури Ll 2 було встановлено вперше на сплаві Cu, Au. Через два роки С. Джохан- сон і Дж. Лінде виявили в еквіатомном сплаві CuAu надструктур Ll 0 . Так почалася важлива для науки і практики фізичного матеріалознавства епоха упорядкованих сплавів і интерметаллидов.

Дослідження останніх десятиліть показали, що сплави, що володіють сверхструктурами Ll 2 , вельми часто виявляють значні температурні інтервали з позитивною температурної залежністю напруги течії (ПТЗНТ). Елементарна комірка надструктури ь1 2 зображена на рис. 3.2.

Елементарна комірка надструктури Ll

Мал. 3.2. Елементарна комірка надструктури Ll 2

Базовою для діагностування надструктури Ll 2 є кристалічна структура упорядкованого сплаву Cu 3 Au [22]. Саме для цього сплаву стехиометрическим складом в стані повного упорядкування дано зображення елементарного вічка на рис. 3.3. Атоми Сі розташовані в центрах граней, атоми Аі - в вершинах куба. У разупорядоченності стані цей сплав володіє ГЦК-решіткою. При цьому в повністю разупорядоченності стані атоми Сі і Аі займають вузли кристалічної решітки випадковим чином.

Елементарна комірка фази Ni, Al (у'-фаза)

Мал. 3.3. Елементарна комірка фази Ni, Al (у'-фаза)

До теперішнього моменту в бінарних сплавах виявлено близько 100 фаз зі сверхструктурами L1 2 - В частині них при підвищенні температури дальній порядок поступово руйнується і вище деякої температури Т до зникає взагалі. Такі сплави називаються впорядковує, а температура Т до - критичною температурою упорядкування. У частині сплавів дальній порядок зберігається аж до температури плавлення (T WI ). Якщо Т до будь-якої надструктури менше температури плавлення, то її відносять до впорядкованих твердих розчинів, якщо ж Т до > Т пл - до інтерметалідах. Саме у інтерметал лидов частіше спостерігається явище ПТЗНТ. Використання багатокомпонентних интерметаллидов зі сверхструктурами L1 2 дозволило створити сучасні суперсплави. Основний фазою для створення суперсплавів на нікелевої основі фактично послужила фаза Ni 3 Al. Ця фаза є надзвичайно важливою для нікелевих суперсплавів. Як в найпростішій формі А, В (Ni 3 Al), так і в складній формі А 3 (ВС), наприклад Ni 3 (AlTi), і ще в більш складних варіантах, наприклад Ni 3 (AlTiHf), її властивості багато в чому визначають механічна поведінка цих матеріалів в широкому температурному інтервалі. Фаза Ni 3 Al з дальнім порядком в розташуванні атомів позначається як у ', щоб відрізняти її від неупорядоченнного твердого розчину на нікелевій основі, який позначається як у. Кристалічна решітка фази Ni 3 Al збігається кристалічною решіткою фази Cu 3 Au. Її елементарна осередок представлена на рис. 3.3 (центральне положення сплаву Ni 3 Al). Вона повторює елементарну комірку фази Cu 3 Au, але тепер в центрах граней розташовані атоми Ni, в вершинах куба - атоми А1. Фаза Ni 3 Al - це Інтерметалл ід. Тому при складі, близькому до стехиометрическому (атомні частки: Ni - 0,75, А1 - 0,25), цілком упорядкований стан зберігається аж до значень Т пл .

Фазова діаграма бінарної системи Ni - А1 є важливою для конструювання жароміцних сплавів на нікелевій основі. Вона наведена на рис. 3.4.

Фрагмент діаграми фазового стану подвійної системи Ni - А1 [23]

Мал. 3.4. Фрагмент діаграми фазового стану подвійної системи Ni - А1 [23]

Сверхструктура 1Л 2 (у'-фаза) реалізується при кімнатній температурі в інтервалі концентрацій 22,3-27,0 ат. % А1. Зі збільшенням температури концентрационная область існування фази Ni 3 Al зменшується.

При концентрації А1 менше стехиометрической, у'-фаза (Ni 3 Al) сусідить з у-фазою - твердим розчином А1 в Ni на базі ГЦК- решітки. Розчинність А1 в Ni значно знижується зі зменшенням температури. Відповідно до цього фази у і у 'розділені широкої (при 673 К понад 15 ат.%) Двофазної областю складу у + у'.

Історія розвитку фізики суперсплавів привела до поступового переміщення їх складу вздовж двухфазной області від малого змісту у'-фази до майже повного домінування її в обсязі сплаву.

Точне значення і сувора трактування величин параметра кристалічної решітки у- і у'-фаз надзвичайно важливі при роботі з суперсплавів на нікелевої основі. Справа в тому, що розмірне невідповідність

між у- і у'-фазами багато в чому визначає можливий час експлуатації виробів з нікелевих суперсплавів [23-25].

Фазу Ni 3 Al, як і інші фази системи Ni - А1, відрізняють великі значення сверхструктурного стиснення [22, 26]. Це означає, що міжатомні відстані в Ni - Al-фазах значно менше, ніж відповідні відстані в чистих Ni і AI. Сверхструктурное стиснення пов'язане зі значним зменшенням параметра кристалічної решітки в порівнянні з величиною, розрахованої за правилом Вегар- да [27]. Відповідно до правила Вегарда для параметра решітки а тр твердого розчину А1 в Ni має місце співвідношення

де o Ni і а м - параметри кристалічної решітки чистих компонентів; c Ni і Сд, - атомні частки кожного з компонентів в твердому розчині. Відповідні дані для системи Ni - А1 дані на рис. 3.5.

Великі значення величини твердорастворного стиснення проявляються в тих твердих розчинах, в яких атоми компонентів значно розрізняються розмірами своїх атомних радіусів [28]. Дійсно, атомний радіус нікелю /? Ni = 1,25 А і радіус атома алюмінію R M = 1,43 А [28]. В таких твердих розчинах спостерігається значна величина статичних зміщень атомів з вузлів решітки. Статична зміщення атомів в твердих розчинах є одним з основних факторів, що визначають явище твердорастворного зміцнення. Для механічних властивостей нікелевих жароміцних сплавів твердорастворное зміцнення грає істотну роль як в у-, так і в у'-фазах.

Елементи Ni і А1 володіють великим взаємним спорідненістю. При їх взаємодії в твердому або рідкому стані виділяється значна кількість теплоти, тобто сумарна внутрішня енергія утворюється сплаву Ni - А1 виявляється значно нижче внутрішньої енергії утворюють його компонентів [29]. Це саме можна сказати в окремому випадку до у'-фазі Ni3Al. З рис. 3.6 видно, що теплота освіти у'-фази A # Ni3A , близько 42 кДж / моль.

Зіставлення параметрів кристалічної решітки у- і у'-фаз в системі Ni - А1, експериментально виміряних

Мал. 3.5. Зіставлення параметрів кристалічної решітки у- і у'-фаз в системі Ni - А1, експериментально виміряних (1), (2) і розрахованих за правилом Вегарда (3). Значення параметра а на залежності 2 відповідають загартованому (х) і відпалених (•) станів

Ентальпія освіти сплавів системи Ni - А1. Експериментальні значення:? і * - при 298 К, О - при 548 К, V і • - при 1100 К

Мал. 3.6. Ентальпія освіти сплавів системи Ni - А1. Експериментальні значення:? і * - при 298 К, О - при 548 К, V і • - при 1100 К

Наступними важливими термодинамічними характеристиками металевої фази після внутрішньої енергії є теплоємність і коефіцієнт термічного лінійного розширення а. Ентальпія фази Ni 3 Al зростає з температурою майже лінійно в інтервалі 200 К - значення Г пл . Значення теплоємності з р становить 0,025 кДж / моль. Це значення дещо менше, ніж значення теплоємності чистого Ni. Даний факт свідчить про більшої жорсткості решітки в інтерметалідах, ніж в чистому металі. Ентальпія як функція температури для фази Ni 3 Al приведена на рис. 3.7.

Залежність термодинамічних характеристик ентальпії

Мал. 3.7. Залежність термодинамічних характеристик ентальпії (а) і коефіцієнта лінійного термічного розширення а (б, в) від температури для Ni, Al і Ni. Суцільні і пунктирні лінії - результати теоретичних розрахунків; •, про, в, 0 відповідають позначенням на малюнку

Сплави (у + у ') працюють при високих температурах, і для них важлива температурна залежність розмірного невідповідності граток у- і у'-фаз. Чим менше це невідповідність при високих температурах, тим вище в загальному випадку живучість жароміцних сплавів. Тому дуже важливою характеристикою фази Ni 3 Al є коефіцієнт термічного лінійного розширення (рис. 3.7, б). Якщо виключити інтервал магнітного перетворення в Ni, у якого лінійний термічний коефіцієнт розширення Ni свідомо високий, то експериментальні дані свідчать, що термічне розширення у'-фази відбувається повільніше з ростом температури, ніж у-фази.

Основою сучасного суперсплавів є у- і у'-фази.

у'-Фаза - це ГЦК-упорядкований твердий розчин на основі Ni зі сверхструктурами И 2 (тип Cu 3 Au). Кількість її коливається в різних станах в межах 0,69-0,83 загального обсягу матеріалу. Морфологічно у'-фаза являє собою квазікубоіди з досить чіткою огранюванням.

у-Фаза - це ГЦК-невпорядкований твердий розчин (кристалічна решітка А1); у-фаза має вигляд щодо тонких прошарків, які поділяють квазікубоіди у'-фази; у- і у'-фази мають різний елементний склад.

Сучасні суперсплави відрізняє велика об'ємна частка у'-фази. Як правило, частки у'-фази реалізуються у вигляді кубоід, прошарку між якими займає у-фаза - ГЦК-твердий розчин на основі нікелю. За кількістю алюмінію в сплаві фазовий співвідношення об'ємних часток б у / 8 у . має бути 60/40. Якщо все легуючі елементи розташувати на вузлах, що належать алюмінію, то це співвідношення буде 100/0. Насправді співвідношення об'ємних часток цих фаз в суперсплавів знаходиться в проміжному інтервалі 83 / 17-58 / 42. Це нерідко свідчить про наявність недосконалого далекого атомного порядку в у'-фазі.

В даний час в формуванні суперсплавів використовується велика кількість елементів. Причини введення такої великої кількості елементів різні. Багатокомпонентний склад сучасних суперсплавів стабілізує дальній атомний порядок і структуру суперсплавів. Це пов'язано з конкуренцією при дифузії різних елементів. Ця ж конкуренція збільшує енергію активації повзучості. Всі елементи, які можуть перебувати в суперсплавів, розбиті на 7 груп (табл. 3.1). Така класифікація відповідає різним ролям елементів в суперсплавів. До основотвірний елементів відносяться Ni, Со, Fe і іноді Мп. Вони дані в першій групі. До цих елементів ми віднесли також А1 як основний елемент, що забезпечує формування двухфазной суміші (у + у ') - фаз. Принципово А1 може бути замінений на більшість елементів з групи 2 або 3. Найчастіше в такій ролі використовується Ti або Si. Останнім часом зустрічаються спроби використовувати Pt, хоча цей останній елемент різко збільшує питому вагу сплаву. Хорошим претендентом на майбутнє є Ge.

Таблиця 3.1

Роль різних елементів в суперсплавів

номер

групи

роль елементу

елемент

Кристалічний тип упрочняющей фази

Елементний склад основної впорядкованої фази

1

базові

утворюють

Ni

А1

з

Fe

Мп

LI,

LI,

Ll 2

Ni, Al

NijAl

Ni, Fe

NijMn

2

Формують у'-фазу

Pt

Si

Ge

Ga

LI,

Ll 2

li 2

li 2

Pt, Al, Ni, Pt Ni 3 Si Ni, Ge Ni, Ga

3

Зміцнюючі у'-фазу

Ti

Zr

Nb

та

Hf

Sn

Sb

do 24

D0 ", do 24

DO.

do 22 , do ,, do 24

DO ,,

DO ,,

Ni, Ti

Ni, Zr

Ni, Nb

Ni, Ta

Ni, Hf

Ni, Sn

Ni, Sb

4

зміцнюючі

у-фазу

Cr

V

Mo

W

Pt, Mo

DO ,,

Dl "

Dl "

Ni, Cr

Ni, V

Ni, Mo

Ni, W

Деяка частина елементів з груп 2 і 3 вже активно використовується при розробці суперсплавів. Вони переважно розташовуються в у'-фазі, але можуть утворювати і власні впорядковані фази з Ni. У наступних двох шпальтах вказані стехіометрії і сформовані ними з Ni типи надструктур.

Елементи третьої групи вводяться для організації далекого атомного порядку і формування у'-фази і інших фаз. Як правило, вони розташовані переважно ву'-фазі і занимаються-вузли; Zr, Sn і Sb використовуються значно рідше для зміцнення у'-фази, ніж інші елементи.

Позитивну температурну залежність напруги течії у'-фази особливо посилюють Nb, Та, Hf і Ti. Зазвичай їх вводять в кількості, що не допускає утворення фаз з сверхструктурами D0 "і D0 24 , так як останні фази менш пластичні, ніж 1Л 2 (у'-фаза).

Елементи четвертої групи табл. 3.1 вводяться в сплав для підвищення енергії активації дифузії і тим самим для утруднення повзучості. Переважно вони розташовуються ву-фазі і серйозно зміцнюють її.

П'ята група елементів в табл. 3.1 відображає легування тугоплавкими елементами, майже повністю локалізованими в у-фазі. Вони стабілізують структуру у-фази і ускладнюють повзучість. Крім того, дані елементи формують топологічно щільноупакована фази і спеціальні алюмініди. Всі ці фази упрочняют Суперсплав.

Вище вже зазначалося, що основною фазою суперсплавів є упорядкована у'-фаза, що володіє різними варіантами ква- зікубоідной форми. Квазікубоіди у'-фази розділені прошарками у-фази. Розміри і форма у'-квазікубоідов, а також товщина у-прошарків залежать від складу сплаву і режиму його термічної обробки.

 
Переглянути оригінал
< Попер   ЗМІСТ   ОРИГІНАЛ   Наст >