Экспериментальные исследования сплавов

↑

▷ Содержание

⇐ ПредыдущаяСтр 2 из 2

Конструирование сплавов

Разработку новых сплавов низкой плотности проводили с помощью метода компьютерного конструирования [1]. Поиск оптимального легирования сплавов этого класса осуществляли:

· сводя к минимуму сбалансированное суммарное содержание тяжелых тугоплавких (Re, Мо, Та, W) металлов;

· повышая содержание легких g'-образующих (Al, Ti) металлов;

· а также исключая из систем легирования Nb, Hf и V.

При этом, основными физико-химическими и структурно-фазовыми характеристиками, определившими выбор наиболее перспективных составов разрабатываемых сплавов, стали температуры: полного растворения g'-фазы в матричном g-твердом растворе T_п.р (солвус g'), плавления неравновесной эвтектики (перитектики) g+g' T_эвт и солидуса T_S, а также и g/g'-мисфит Dа (размерное несоответствие периодов кристаллических решеток (КР) g- и g'-фаз Dа=(а _g–а_g')/а_g, здесь а _g и а _g' – периоды КР g- и g'-фаз). Достижением максимальных значений этих характеристик определяется высокая температурная работоспособность и сопротивление ползучести ЖНС. При этом, при стремлении к достижению высоких значений Т_п.р, Т_эвт и Т_S необходимо обеспечить приемлемое «окно термообработки» –  (Т_эвт–Т_п.р), чтобы исключить риск оплавления при гомогенизирующем отжиге.

Поиск композиций ЖНС низкой плотности для литья лопаток с монокристаллической и поликристаллической структурами проводили на базе Ni-систем, соответственно, Ni–Al–Cr–Co–Mo–W–Ta–Re и Ni–Al–Cr– Mo–Co–W–Ta–Ti–C–B–Zr. Выбранные системы легирования не содержат в своем составе такие широко применяемые ЛЭ, как Nb и Hf, из-за следующих обстоятельств [3]:

· добавки Nb и Hf, значительно понижая температуру солидуса, повышают гомологическую температуру и, следовательно, диффузионная подвижность атомов в таком сплаве будет выше;

· они понижают температуру эвтектического (L®g+g')/ перитектического (L+g®g') превращения, способствуют при кристаллизации образованию неравновесных выделений эвтектических / перитектических фаз и тем самым затрудняют гомогенизацию g-твердого раствора без риска оплавления межосных участков дендритов;

· их отрицательное влияние заключается также в том, что они, имея значительную растворимость в g'-фазе, неблагоприятно влияют на g/g'-мисфит, в результате частицы g'-фазы, выделяющиеся при распаде пересыщенного g-твердого раствора, образуются в сфероидальной или дендритообразной форме, уменьшая сопротивление высокотемпературной ползучести таких сплавов.

Алгоритм поиска композиций конструируемых сплавов состоял в следующем. В выбранных системах легирования концентрации компонентов разбивали на два уровня (min и max) и составляли матрицу планирования полного факторного эксперимента (ПФЭ) типа 2ⁿ+1, где п – количество переменных факторов (ЛЭ).

Далее оценивали сбалансированность химсостава всех 2ⁿ+1 вариантов каждого сплава, которую определяли параметром DЕ [4]:

DE=E_сп–Е₀ при Е₀=0,036А_сп+6,28                              (1)

где A_сп=åA_iC_i и E_сп=åE_iC_i – соответственно, средняя атомная масса (в молях) и среднее количество валентных электронов ЛЭ в сплаве; А_i, E_i и C _i – соответственно, атомная масса, количество валентных электронов и атомная доля i-го компонента в сплаве, п – число компонентов, включая основу сплава.

В координатах Е₀–А_сп параметр Е₀ определяет границу фазовой стабильности ЖНС. Обычно промышленные литейные ЖНС имеют Е _сп, отличающийся от Е ₀ на ±DЕ, называемую дисбалансом легирования. Величина и знак DЕ определяют склонность ЖНС к образованию нежелательных фаз. Сплавы с DЕ>0 склонны к образованию фаз типа Ni ₃Ti, Ni₃Nb и эвтектических (перитектических) фаз на основе Ni ₃Al. Если DЕ=0, сплав считается сбалансированным. В настоящей работе химсостав ЖНС считали сбалансированным, если для него DЕ≥0. Затем сбалансированные композиции сплавов оценивали по методу New РНАСОМР [5], который предсказывает вероятность выделения топологически плотноупакованных фаз, если рассчитанный Md-параметр для g-твердого раствора каждого сплава Md(g) превосходит критическое значение, определенное из эксперимента. В работе принимали, что сплавы, которые удовлетворяли условию Md(g)≤0,93, – фазово-стабильны.

Для выбранных фазово-стабильных композиций, определяемых параметрами DЕ (DЕ≥0) и Md(g)(Md(g)≤93), рассчитывали физико- химические, структурно-фазовые и механические характеристики. С этой целью использовали регрессионные модели, полученные в [1] методом регрессионного анализа.

С учетом достигнутых расчетом требуемых характеристик для исследования выбрали два сплава низкой плотности: сплав для литья лопаток с монокристаллической структурой (далее ВЖМ7, d=8,371 г/см ³), содержащий, %: 6,2 Al; 2,6 Re; 4 Мо; 3,8 Та, а также Cr, W, Со, Ti, La и сплав (далее ВЖЛ21, d=8,169 г/см ³) для литья лопаток с поликристаллической структурой, содержащий, %: 5,4 Al; 3,8 Мо; 2,5 Та; 3,5 Ti; 0,12 С, а также Cr, W, Со, В, La, Zr.

Ниже приведены расчетные (в числителе) и экспериментальные (в знаменатиле), основные характеристики сконструированных сплавов.

Характеристики                    ВЖМ7

ВЖЛ21

Структурно-фазовые, %:

F₀, при, °С: 850……………..               64,8/–

61,6/–

900……………..             64,0/–

60,6/–

1000……………..             57,7/–

53,0/–

1100……………..             45,3/–

37,9/–

1200……………..             26,8/–

15,3/–

F_эвт…………………………...              4,7/2,7

7,8/5,3

Dа, при 20°С ……………….            0,23/0,13

0,18/0,16

Физико-химические:

d, г/см³……………………….          8,371/8,406

8,169/8,193

Т_п.р, °С………………………..          1300/1290

1254/1253

Т_эвт, °С……………………….           1316/1312

1266/1269

Т_S, °С…………………………          1331/1323

1259/1284

T_L, °C…………………………          1398/1387

1341/1346

Фазовой стабильности:

Md(g)…………………………             0,910/–

0,931/–

DЕ……………………………..            0,083/–

0,003/–

Примечания. 1. F₀ – количество дисперсной g'-фазы

при разных

температурах); F _эвт – количество неравновесной эвтектики g+g'; Dа – размерное

несоответствие периодов КР g- и g'-фаз (Dа=(а _g–а_g' )/а_g, где а _g и а _g' – периоды КР g-

и g'-фаз); 

d – плотность; температура: Т

п.р

– полного растворения g'-фазы в g-твердом

растворе (солвус g'); Т_эвт – плавления неравновесной эвтектики g+g'; T_S –солидуса; T_L– ликвидуса; Md(g) – параметр g-твердого раствора сплава, рассчитанный по методу New РНАСОМР.

2. Экспериментальные значения характеристик приведены для сплавов в состоянии после литья.

Сплав с монокристаллической структурой. Монокристаллический сплав ВЖМ7 исследовали на монокристаллических образцах (диаметр 18 мм, длина 185 мм) с осевой ориентацией, близкой к КГО <001>, которые были отлиты методом направленной кристаллизации (НК) на установке УВНК-9.

Для зарождения монокристаллической структуры в отливках использовали тугоплавкие затравки из сплава Ni–W с КГО <001>, которые помещали в затравочную полость керамической формы.

После НК монокристаллы сплава имели типичное дендритно-ячеистое строение с междендритным расстоянием~250 мкм (рис. 2, а). В междендритных участках залегают выделения неравновесной эвтектики (перитектики) g'+g в количестве ~3% об. (рис. 2, б). Размер и форма частиц g'-фазы различаются в осях дендритов и междендритных областях (рис. 2, в, г), в последних частицы g'-фазы значительно крупнее, чем в осях дендритов. Размерная и морфологическая неоднородность частиц g'-фазы, а также наличие эвтектики (перитектики) g'+g в литой структуре монокристаллов – следствие неравновесных условий их НК и обусловлены микроликвацией ЛЭ в пределах дендритной ячейки.

Рисунок 2. Макро- и микроструктура сплава ВЖМ7 после литья (а–г) и ТО (д):

а – дендритная макроструктура (поперечное сечение монокристалла с КГО <001>;

      б – эвтектика (перитектика) g+g' в междендритном участке; частицы g'-фазы в                       первичной оси дендрита (в) и междендритном участке (г)

Для количественной оценки химической микронеоднородности использовали коэффициенты ликвации К_л=C_мд/C_од, где C_мд и С_од – локальные концентрации ЛЭ в междендритных участках и в осях первичных дендритов монокристалла ЖНС, соответственно, которые определяли методом микрорентгеноспектрального анализа (МРСА). При таком определении коэффициент ликвации К_л>1, когда ЛЭ обогащает междендритные участки. В случае обратной ликвации ЛЭ концентрируются в осях дендритов и К_л<1. Полученные значения К_л в исследованных монокристаллах сплава ВЖМ7 представлены в табл. 4. Видим, что наиболее сильно ликвирующие элементы с обратной ликвацией – Re и W, которые сегрегируют в оси дендритов; Ti, Та, Al и Мо имеют прямую ликвацию и обогащают междендритные области; Со и Cr слабо ликвируют в процессе НК сплава ВЖМ7.

Таблица 4.

Сплав

К_л=С_мд/С_од для ЛЭ

Al

Cr

Мо

W

Та

Со

Ti

Re

ВЖМ7

ВЖЛ21

1,2

1,0

1,0

1,1

1,4

1,4

0,6

0,7

1,8

1,1

0,9

1,0

2,0

1,6

0,4

–

Для формирования оптимальной микроструктуры с однородным распределением частиц g'-фазы кубической формы размером~0,5 мкм монокристаллы сплава подвергали термообработке (ТО) – гомогенизации в интервале Т_эвт–Т_п.р и двуступенчатому старению при 1030 и 870°С. Микроструктура монокристалла сплава ВЖМ7 после ТО представлена на рис. 2, д.

При высокотемпературной гомогенизации сплава протекают два процесса: вначале растворяется неравновесная эвтектика (перитектика) g+g', а затем происходит диффузионное выравнивание химсостава в пределах дендритных ячеек. Следствие растворения эвтектики g'+g – образование в междендритных областях гомогенизационных микропор размером до 10 мкм, объемная доля которых в структуре сплава ≤0,2%. В результате гомогенизации и двуступенчатого старения распределение частиц g'-фазы в g-матрице осей дендритов и междендритных областей приобретает псевдорегулярный характер, размер частиц ~0,5 мкм, а огранка частиц становится близкой к кубической. Коэффициенты ликвации Re, W, Ti и Та повысились до 0,8–0,9. Концентрации остальных ЛЭ полностью выровнялись.

Для оценки механических свойств сплава ВЖМ7 в ТО-состоянии исследовали кратковременную прочность и пластичность при 20–1100°С, при растяжении со скоростью деформации 1 мм/мин и длительную прочность при 900 и 1000°С, в диапазоне долговечности до 1000 ч, в воздушной атмосфере без защитного покрытия. Температурные зависимости предела прочности, предела текучести, относительного удлинения и сужения монокристаллов сплава ВЖМ7 с КГО <001> (в пределах допуска 10 град.) представлены на рис. 3.

Рисунок 3. Температурные зависимости кратковременной прочности монокристаллов

<001> сплава ВЖМ7: а – s_в (1), s_0,2 (2); б – относительное удлинение

В интервале 20–700°С монокристаллы сплава ВЖМ7 имеют слабую температурную зависимость s_в и s₀₂. При дальнейшем повышении температуры наблюдается рост этих характеристик до максимума при 800°С, выше которой происходит разупрочнение сплава. С повышением температуры относительное удлинение и сужение снижаются до минимума при 700°С, выше которой наблюдается их существенное повышение. Подобный «провал» пластичности при 700–800°С типичен для всех ЖНС с той лишь разницей, что минимальная пластичность различна для сплавов разных систем легирования.

Т, °С            s₁₀₀ / s₅₀₀ / s₁₀₀₀, МПа

900................... 440 / 340 / 305

1000…………… 220 / 160 / 140

Следует отметить,что избыточных фаз в структуре разрушенных образцов сплава после испытаний при 1000°С длительностью до 1000 ч методом МРСА не обнаружено, в том числе топологически плотноупакованных фаз, приводящих к снижению прочностных свойств. Таким образом, монокристаллический сплав ВЖМ7 низкой плотности обладает достаточно высокой фазовой стабильностью.

Сплав с поликристаллической структурой. Сплав ВЖЛ21 был выплавлен в вакуумной индукционной печи и после повторного вакуумного переплава из него отливали поликристаллические заготовки образцов (диаметр 14 мм, длина 70 мм) с поликристаллической структурой по технологии, обычно применяемой при равноосном литье ЖНС. Далее заготовки подвергали ТО – гомогенизации в интервале Т_эвт–Т_п.р и двуступенчатому старению при 1030 и 870°С.

На рис.4 – микроструктура поликристаллического сплава ВЖЛ21 равноосной кристаллизации после литья и ТО. В литом состоянии структура сплава состоит из g-твердого раствора на основе Ni, выделений в нем высокодисперсных частиц g'-фазы, карбидов (Ti, Та) С, расположенных в объеме зерен и по межзеренным границам (рис. 4, а, в), и неравновесной эвтектики (перитектики) g'+g в количестве ~6%, об. (рис. 4, б). Размер и форма частиц g'-фазы различаются в осях дендритов и междендритных областях, в последних частицы g'-фазы значительно крупнее, чем в осях дендритов.

По данным МРСА, при кристаллизации сплава, в результате микроликвации ЛЭ, W обогащает оси дендритов, a Ti и Мо – междендритные области, в соответствии со своими коэффициентами ликвации (см. табл.4). Остальные ЛЭ – Al, Со, Cr и Та слабо ликвируют в процессе равноосной кристаллизации сплава ВЖЛ21.

После ТО концентрации ЛЭ в осях дендритов и междендритных участках практически полностью выровнялись. Распределение частиц g'-фазы в g-матрице осей дендритов и междендритных областей приобретает псевдорегулярный характер, размер частиц составляет ~0,5 мкм, а огранка частиц становится близкой к кубической (рис. 4, г). Доля выделений эвтектики (перитектики) g'+g в результате частичного растворения уменьшается до 4%.

Карбидная фаза не претерпела существенных изменений, при этом, частиц карбидов типа Ме₆С неблагоприятной пластинчатой формы в процессе гомогенизации в структуре сплава не обнаружено.

Рисунок 4. Микроструктура сплава ВЖЛ21 после литья (а, б) и ТО (в, г)

Для оценки механических свойств сплава ВЖЛ21 в ТО-состоянии исследовали кратковременную прочность и пластичность при комнатной температуре при растяжении и длительную прочность при 900 и 1000°С, в диапазоне долговечности до 1000 ч, в воздушной атмосфере без защитного покрытия. Результаты испытаний на растяжение при комнатной температуре: s_в=1060 МПа, s_0,2=870 МПа, d=12%, y=18%.

Видно, что при достаточно высокой прочности сплав имеет повышенную пластичность, что, видимо, объясняется благоприятной формой частиц карбидной фазы и их распределением не только в объеме зерен, но по межзеренным границам (см. рис. 4).

Статистическую обработку результатов испытаний на длительную прочность осуществляли по уравнению длительной прочности вида t_р=А×s^-n при Т=const. Полученные средние значения, на базах 100, 500 и 1000 ч, представлены ниже.

Т, °С            s₁₀₀ / s₅₀₀ / s₁₀₀₀, МПа

900................... 350 / 280 / 250

1000……………180 / 135 / 115

τ

Выводы

На основе расчетов фазового состава, температур: солвуса g', солидуса и ликвидуса, параметров КР g'- и g-фаз, плотности, параметров фазовой стабильности (DЕ, Md(g)) ЖНС сконструированы два новых жаропрочных сплава низкой плотности – ВЖМ7(системы Ni–Al–Cr–Co–Mo–W–Ta–Re) для производства монокристаллических турбинных лопаток и ВЖЛ21 (системы Ni– Al–Cr–Mo–Co–W–Ta–Ti–C–B–Zr) для турбинных лопаток с поликристаллической структурой. Для снижения плотности и улучшения фазовой стабильности суммарное содержание тяжелых тугоплавких (Re, Мо, Та, W) металлов свели к минимуму, а легких g'-образующих (Al, Ti) – повысили.

Экспериментально определены физико-химические и структурно-фазовые характеристики, кратковременные механические свойства и длительная прочность при 900 и 1000°С, в диапазоне долговечности до 1000 ч, сплавов ВЖМ7 (d=8,406 г/см³) и ВЖЛ21 (d=8,193 г/см³).

Температурные зависимости прочности и пластичности при растяжении монокристаллов из сплава ВЖМ7 с КГО <001> при 20–1100°С – типичны для ЖНС. При 700°С прочностные свойства монокристаллов сплава достигают максимальных значений. Для монокристаллов этого сплава характерно снижение пластичности с увеличением температуры с 20 до 800°С, выше этой температуры пластичность монотонно увеличивается.

Установлено, что повышенная пластичность при комнатной температуре сплава ВЖЛ21 обусловлена благоприятной формой частиц карбидной фазы и их распределением не только в объеме зерен, но по межзеренным границам.

Список литературы:

1. Mack Т., Glatzel U., Wortmann J., Wullmer S. Nickel-Basislegierung für die giebtechnische Herstellung einkristallin erstarrter Bauteile // Deutsches Patent 10100790 A1, C22C 19/05.18.07.2002.

2. Каблов E.H., Петрушин H.B. Компьютерный метод конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов// В сб.: Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина. – М.: Наука, 2006. С. 56–78.

3. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демонис И.М. Литейные жаропрочные никелевые сплавы для перспективных авиационных ГТД // Технология легких сплавов. 2007. №2. С. 6–16.

4. Морозова Г.И. Закономерность формирования химического состава g'/g-матрицы многокомпонентных никелевых сплавов // Докл. АН СССР. 1991. Т. 320. №6.

С. 1413–1416.

5. Morinaga М., Yukawa N., Adachi Н„ Ezaki Н. and Murata Y. New PHACOMP and its application to alioy design // In: Superalloys 1984. M. Gell et al. (Eds.). Warrendate, PA: The Metallurgical Society of AIME. 1984. P. 523–532.

Познавательные статьи:



Коммуникативные барьеры и пути их преодоления

Рынок недвижимости. Сущность недвижимости

Решение задач с использованием генеалогического метода

История происхождения и развития детской игры