Совместное легирование никеля рением и переходными металлами V - VI групп (1105746), страница 17
Текст из файла (страница 17)
В настоящей работе такие диаграммы построены длятрёхкомпонентных систем Ni-Nb-Mo, Ni-Cr-Mo, Ni-Cr-Re, Ni-Nb-Re, Ni-Cr-Nb, Ni-Re-Mo,где свойство (ось ординат) представлено значениями твёрдости (рисунок 3.38).115Таблица 3.19. Коэффициенты уравнения 3.7, описывающего зависимость твёрдости отсостава в трёхкомпонентных системах Ni-Nb-Mo, Ni-Cr-Mo, Ni-Cr-Re, Ni-Nb-Re, Ni-CrNb, Ni-Re-Mo.СистемаNi-Nb-MoТемпература, КBCкорреляцииγ-133,8150,91281,690,712γ+α750,77-1191,6667,290,905γ+δ3863,616,3507,431γ-73,6010,71243,60,785γ+δ437,89-404,7507,910,999γ+μ3189,5-3907,81590,80,990γ+σ0-404,18699,281γ+β0-11,85364,281γ-213,67215,13174,230,739γ+Re193,58-87,44376,480,910γ+σ-1045516622-6173,51γ+β82606-159630773771γ-84,01121,62172,60,834γ+α3231,1-53352555,50,915γ+Re-967,59440,66377,0411375γ-321,28286,86212,70,9681200γ+α210,2-261,15456,530,9081375γ-168,52217,43180,550,743γ+δ-4993,210022-4521,71γ+P17138-2394087191γ+Re279,3465,99378,990,9431375137513751200Ni-Nb-Re13751200Ni-Cr-NbNi-Re-MoКоэффициентA1200Ni-Cr-ReКоэффициенты уравненияобласть1200Ni-Cr-MoФазовая1200Полученные диаграммы состав-структура-твёрдость, позволяют оценить изменениепрочностных свойств сплавов в зависимости от выделяющейся фазы, а значит, могут бытьиспользованы для направленного получения дисперсионно-твердеющих материалов.По результатам исследования трёхкомпонентных систем Ni-Nb-Mo, Ni-Cr-Mo, Ni-Cr-Re,Ni-Nb-Re, Ni-Cr-Nb, Ni-Mo-Re наибольшее значение твёрдости (624,1 ± 1,6) наблюдалось вдвухфазной области γ+δ системы Ni-Nb-Mo после дисперсионного твердения при 1200 К уобразца состава 74,4 ат.
%Ni, 4,4 ат. % Nb и 21,2 ат. % Mo (сплав № 10, таблица 3.16).116Система Ni-Nb-MoСистема Ni-Cr-MoСистема Ni-Cr-ReСистема Ni-Nb-ReСистема Ni-Cr-NbСистема Ni-Re-MoРисунок 3.38. Диаграммы состав-структура-твёрдость для трёхкомпонентных систем NiNb-Mo, Ni-Cr-Mo, Ni-Cr-Re, Ni-Nb-Re, Ni-Cr-Nb, Ni-Re-Mo при 1375 и 1200 К (линии,описывающие твёрдость в каждой из фазовых областей, получены по уравнению 3.7).117Твёрдость образцов с выделяющимся в результате отжига твёрдым раствором наоснове рения в никелевой матрице трёхкомпонентных систем мало зависит отлегирования третьим компонентом (системы Ni-Cr-Re и Ni-Nb-Re) и увеличивается тольков системе Ni-Re-Mo при повышении концентрации молибдена.Приведенные в таблице 3.16 данные показывают, что для образцов свыделяющейся α фазой наибольшие значения твёрдости наблюдаются в системе Ni-NbMo (614,9±2,2 HV 0,1, сплав № 7 состава 73,6 ат.
%Ni, 8,4 ат. % Nb и 18,0 ат. % Mo,таблица 3.16). Определено, что увеличение концентрации хрома снижает твёрдость (всистеме Ni-Cr-Mo) или практически не влияет (системы Ni-Cr-Re и Ni-Cr-Nb) натвёрдость.В четырёхкомпонентных системах Ni-Re-Nb-Cr, Ni-Re-Nb-Mo, Ni-Nb-Cr-Mo, атакже в пятикомпонентной системе Ni-Re-Nb-Cr-Mo исследовались только области свыделяющейся α фазой, так как сплавы, упрочнённые хрупкими фазами (δ, σ, μ, P), дажеесли и имеют более высокие значения предела текучести, разрушаются до его достижения[1, 2].Микроструктуры четырёхкомпонентных №№ 1, 2, 3, 4, 6, 8, 12 (таблица 3.17) ипятикомпонентных №№ 1, 2 (таблица 3.18) сплавов приведены на рисунке 3.39.
Составысплавов № 1 – 12 (таблица 3.17), нанесённые на проекции поверхностей никелевоготвёрдого раствора в четырёхкомпонентных системах Ni-Re-Nb-Mo, Ni-Nb-Cr-Mo, Ni-ReNb-Cr при 1375 и 1200 К, представлены на рисунке 3.40.Для оценки применимости подхода, заключающегося в построении поверхностиникелевого твёрдого раствора для границы γ/(γ+α) в пятикомпонентной системе Ni-Re-NbCr-Mo при 1375 и 1200 К (раздел 3.2), к выбору составов сплавов, термообработкакоторых в реальных производственных условиях проводится в более короткий временнойинтервал (24 – 48 часов), на рисунке 3.41 приведено сопоставление экспериментальныхзначений концентрации никеля в никелевом твёрдом растворе в пятикомпонентнойсистеме Ni-Re-Nb-Cr-Mo при 1200 К с его расчётными значениями, полученными поуравнению 3.4.Как видно из таблиц 3.17 и 3.18, наибольшее значение твёрдости в двухфазнойобласти γ+α четырёхкомпонентных систем Ni-Re-Nb-Cr, Ni-Re-Nb-Mo, Ni-Nb-Cr-Mo ипятикомпонентной системы Ni-Re-Nb-Cr-Mo (443,5 ±1,1 HV 0,1) наблюдалось послеотжига при 1200 К в образце состава 72,3 ат.
Ni %, 11,1 ат. % Nb, 5,5 ат. % Cr, 11,1 ат. %Mo (сплав № 1, таблица 3.17). Однако это значение оказалось ниже по сравнению созначением, полученным для сплава трёхкомпонентной системы Ni-Nb-Mo. Тенденцияснижения твёрдости в двухфазной области γ+α четырёхкомпонентных систем Ni-Re-Nb-118Cr, Ni-Re-Nb-Mo, Ni-Nb-Cr-Mo и пятикомпонентной системы Ni-Re-Nb-Cr-Mo посравнению с образующими их трёхкомпонентными системами наблюдается практическидля всех составов. В указанных четырёхкомпонентных системах твёрдость изменяется взависимости от качественного и количественного состава сплавов в интервале от269,4±1,7 до 443,5 ±1,1 HV 0,1, a в пятикомпонентной системе Ni-Re-Nb-Cr-Mo значениятвёрдости изменяются в более узком интервале значений от 286,2±1,7 до 320,2±1,0 HV 0,1.а)г)ж)б)д)з)в)е)и)Рисунок 3.39.
Микроструктура сплавов после отжига дисперсионного твердения при1200 К в течение 24 часов: а) № 1 (таблица 3.17); б) № 2 (таблица 3.17); в) № 3 (таблица3.17); г) № 4 (таблица 3.17); д) № 6 (таблица 3.17); е) № 8 (таблица 3.17); ж) № 12 (таблица3.17); з) № 1 (таблица 3.18); и) № 2 (таблица 3.18).119Рисунок 3.40. Проекции поверхностей никелевого твёрдого раствора в четырёхкомпонентныхсистемахNi-Re-Nb-Mo,Ni-Nb-Cr-Mo,Ni-Re-Nb-Crснанесённымисоставамичетырёхкомпонентных сплавов № 1 – 12, лежащими при 1200 К на границе γ/(γ+α).Рисунок3.41.Сопоставлениеэкспериментальныхконцентрациитвёрдомникелярастворевыделяющейсязначенийвдляникелевомсплавовфазойсαпятикомпонентной системы Ni-Re-NbCr-Mo при 1200 К с его расчётнымизначениями,полученнымипоуравнению 3.4.Известно, что наилучшие прочностные свойства соответствуют определённойстадии дисперсионного твердения, когда выделяется такое число мельчайших частицвторой фазы, которое создаёт наибольшее торможение пластической деформации [166].На рисунке 3.39 видно, что не во всех случаях удалось обеспечить выделение мелкихчастиц фазы α при выбранном режиме термообработки.
Максимальное значениетвёрдости может быть достигнуто подбором режима термообработки для сплава сопределённым составом. Так, для сплава ХН68ВКТЮ, за счёт подбора режимовтермообработки удалось улучшить значение твёрдости с 360 до 460 – 480 Н/мм2 (HV)[167].1203.4.
Исследование устойчивости к высокотемпературному окислению навоздухе совместно легированных рением, ниобием, хромом и молибденомникелевых сплавов при 1200 КДля оценки устойчивости к высокотемпературному окислению на воздухесинтезированы сплавы, исходный состав которых представлен в таблице 3.20. Вследствиеразличной растворимости легирующих компонентов в никеле составы сплавовпятикомпонентнойсистемеNi-Re-Nb-Cr-Moбылиравномернораспределеныпопятимерной плоскости, которая при исключении никеля представляет собой тетраэдр, приэтом структура сплавов должна быть однофазной и содержание легирующих компонентовдолжно быть близко к максимальному при 1200 К. Результатыопределенияотносительного изменения массы образцов сплавов при высокотемпературном окислениина воздухе при 1200 К и толщины окисленного слоя образцов однофазных сплавов (фазаγ) приведены в таблице 3.20.Таблица 3.20.
Состав однофазных сплавов (фаза γ) и изменение массы в процессевысокотемпературного окисления образцов этих сплавов на воздухе при 1200 К, а такжетолщина окисленного слоя этих образцов.№Системы1.Концентрация элементов в сплаве, ат.%w, %Толщина окисленногослоя, мкмNiReNbMoCrNi100,000000,4783–2.Ni-Nb90,0010002,5740202,43.Ni-Mo80,00020,00-11,113024,94.Ni-Cr60,000040,0-0,0549141,75.Ni-Re90,010,00000,0000140,575,00015,010,0-16,4089–70,00010,020,0-31,3047–8.65,0005,030,0-11,398664,29.87,507,55,00-0,8205107,110.
Ni-Nb-Mo85,005,010,00-3,8747–11.82,502,515,00-9,0448–12.90,02,57,5000,9384137,590,05,05,0000,592047,690,07,52,5000,237571,56.7.13.14.Ni-Mo-CrNi-Re-Nb121Окончание таблицы 3.20.Концентрация элементов в сплаве,№ат.%СистемыТолщинаw, %окисленногослоя, мкмNiReNbMoCr82,57,50010,00,259238,775,05,00020,00,112821,617.67,52,50030,00,182964,018.82,507,5010,0-0,544142,975,005,0020,00,089753,720.67,502,5030,0-1,5539–21.87,57,505,000,6233–85,05,0010,00-3,539231,723.82,52,5015,00-3,6028–24.86,73,33,36,700,678515,688,36,71,73,300,0698176,693,31,71,73,300,626836,427.88,31,76,73,300,9270236,128.80,03,33,3013,4-0,291341,070,01,71,7026,60,162322,684,91,76,706,71,699256,131.84,96,71,706,70,249061,332.76,73,306,713,3-8,935627,068,31,703,326,7-11,5342–78,31,7013,36,7-41,438925,335.83,36,703,36,7-4,531217,736.76,703,36,713,3-3,818971,468,301,73,326,7-2,156415,378,301,713,36,7-12,1382–39.83,306,73,36,7-1,3761–40.77,41,31,315,05,0-5,449160,241.83,71,47,62,35,00,9279–42.
Ni-Re-Nb-Cr-Mo83,77,51,32,55,0-0,365451,943.65,01,41,32,330,01,239621,844.80,02,52,55,010,00,6078109,915.16.19.22.25.26.29.30.33.34.37.38.Ni-Re-CrNi-Nb-CrNi-Re-MoNi-Re-Nb-MoNi-Re-Nb-CrNi-Re-Mo-CrNi-Nb-Mo-Cr122Данные, приведённые в таблице 3.20, показывают, что содержание молибдена от2,5 до 20,0 ат. % приводит к уменьшению массы образцов сплавов (до 41,5 % от массыобразца) всех исследуемых систем, которое происходило вследствие отслаиванияокисленных слоёв. Наибольшая потеря массы наблюдалась при окислении сплавов № 7(Ni70,0Mo10,0Cr20,0) и № 34 (Ni78,3Re1,7Mo13,3Cr6,7), что, по-видимому, связано собразованием фазы Mo4O11 (рисунок 3.42).Это указывает на то, что процессвысокотемпературногоокислениянавоздухе сплавов с содержанием молибденаболее2,5ат.%катастрофическогоимеетокисления,характерпричемприсутствие хрома усиливает, а рения приконцентрациях 6,7 – 7,5 ат.% подавляет этотпроцесс.
Среди двухкомпонентных сплавов Рисунок 3.42. Рентгенограмма окисленногона основе никеля самая значительная сплава № 7 (таблица 3.20).потеря массы образца была обнаружена усплава Ni80,0Mo20,0. Из-за уменьшениярастворимости молибдена в никеле в присутствии кислорода, наблюдается выделениефазы δ (рисунок 3.43) и образование оксида NiO (структурный тип NaCl, a = 4,1746(2)нм), что согласуется со строением диаграммы фазовых равновесий системы Ni-Mo-O[153].а)б)Рисунок 3.43.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
