Совместное легирование никеля рением и переходными металлами V - VI групп (1105746), страница 3
Текст из файла (страница 3)
%.3.AlУчаствует в образовании упрочняющей0,5 – 6,20,03 – 4,9интерметаллической фазы γ', способствуетокислительнойустойчивостиобразованияповерхностногоза[1, 2,11]счётслоя,обогащённого Al2O3.4.NbСпособствуюттвёрдорастворному0,07 – 5,00,7 – 6,5упрочнению, участвуют в образовании5.Ta11]упрочняющих интерметаллических γ' и γ'', 0,94 – 12,00,75 – 2,7а также карбидных фаз.6.MoСпособствуютW[1, 2,11]твёрдорастворному0,5 – 4,50,5 – 25,0упрочнению, участвуют в образовании7.[1, 2,карбидных и боридных фаз.[1, 2,11, 13]2,0 – 12,00,6 – 14,0[1,2,11, 13]13Окончание таблицы 1.1№ Компоп/пФункцияСодержание компонента, Лите-нентмас. %сплавав литыхратурав деформируемых8.FeСпособствуюттвёрдорастворному–0,3 – 44,8[1, 2,упрочнению, участвуют в образовании9.Coупрочняющихинтерметаллическойи11]3,0 – 19,11,5-21,0[1, 2,карбидных фаз.10.
Re11]Способствуетупрочнению,твёрдорастворномузамедляет2,8 – 6,4–укрупнениеСпособствует2,11, 13,упрочняющих фаз.11. Ru[1,14, 15]твёрдорастворному3,0 – 6,0–[2, 5]1,00,03 – 0,6[2, 11]0,2 – 5,00,2 – 5,0[1,упрочнению, препятствует образованиютопологически плотноупакованных (TCP)фаз и улучшает высокотемпературнуюстабильность микроструктуры.12. VСпособствуеттвёрдорастворномуупрочнению.13. TiУчаствует в образовании упрочняющихинтерметаллической γ' и карбидных фаз.2,11]К основным фазам никелевых сплавов относятся следующие [1, 2]:1.
Твёрдый раствор на основе никеля (γ-фаза), представляющий собой непрерывнуюматрицу фазы с гранецентрированной кубической (ГЦК) решёткой, содержащей вкачестве легирующих элементов значительные количества Co, Cr, Mo, W, Re, Ru [1, 2].2. Упрочняющая γ'-фаза, являющаяся соединением типа A3B, где A – атомы Ni, Co или Fe, B– атомы Al, Ti, Nb или Ta и образующаяся на основе кубической фазы Ni3Al (структурныйтип Cu3Au), которая обеспечивает упрочнение в двухфазных сплавах Ni+Ni3Al до 1000 –1100 0С [1, 2, 11].3. Упрочняющая γ''-фаза, образующаяся в сплавах с отсутствием или низким содержаниемAl и высокой концентрацией Nb и представляющая собой орторомбическую фазу Ni3Nb(структурный тип Cu3Ti), переходящую при температурах свыше 700 0С в фазу собъёмоцентрированной тетрагональной решёткой (структурный тип TiAl3) [1, 2, 11].144.
Карбидные фазы, образуемые углеродом в количестве 0,02 – 0,5 % и тугоплавкимиэлементами Ti, Hf, Ta, первоначально в форме MeC, а затем распадающиеся до низшихкарбидов Me26C6, Me6C, и склонные к образованию скоплений по границам зерён,богатых хромом, молибденом и вольфрамом [1, 2, 11].5. Боридные фазы, образованные бором с хромом или молибденом и появляющиеся награницах зерён [1, 2].6.
Топологически плотноупакованные фазы – пластинчатые выделения таких фаз (фазыЛавеса, μ- и σ-фазы), которые приводят к снижению прочности и пластичности сплава.Такие фазы образуются при значительных концентрациях Nb, Ta, Cr, Mo, W и Re [1, 2,13].В никелевых сплавах выделяют следующие виды упрочнения [1, 2]:1.Твёрдорастворное упрочнение;2.Упрочнение интерметаллидной фазой;3.Упрочнение карбидными и боридными фазами.Подробнее рассмотрим первые два вида упрочнения.Твёрдорастворное упрочнение связывают как с большими атомными радиусамилегирующих элементов, определяемыми по увеличению параметров кристаллическойрешётки, так и со снижением энергии дефектов упаковки в результате легирования,приводящее к повышению сопротивления поперечного скольжения [1].
Наибольшийвклад в твёрдорастворное упрочнение дают Al, Cr, Mo, W.Вклад γ' и γ'' фаз в упрочнение определяется характером дислокационных реакцийна приложенное усилие. Компоненты сплава определённым образом распределяются вупрочняющей интерметаллической фазе, замещая друг друга.
Так, в γ' фазе кобальтзанимает место никеля; титан, ниобий, тантал и гафний замещают алюминий; хром,молибден и железо могут заместить и никель, и алюминий [1]. Установлено, что дляповышения сопротивления ползучести следует увеличить объёмную долю частиц γ' фазы,и добавить Nb и Ta, имеющих высокое сродство к γ' фазе и низкие коэффициентыдиффузии [1].Формирование упрочняющих фаз и равномерное распределение выделений вматрице никелевого твёрдого раствора достигается серией термических обработок.Режимы термической обработки при получении деформируемых и литых никелевыхсуперсплавов практически не отличаются. Сплавы после выплавки подвергаютгомогенизации при температуре, находящейся в пределах 1084 – 1230 0С, с целью болееравномерного выделения упрочняющих фаз в ходе дальнейшей обработки [1, 2].15Вслед за гомогенизирующим отжигом проводят серию термообработок втемпературном диапазоне 760 – 11000С, в процессе которых происходит распадпересыщенного твёрдого раствора на основе никеля с выделением упрочняющих фаз [1,2].Так, например, для сплава марки U-500 был предложен следующий режимобработки [1]:1.
Первая гомогенизация – 1125 0С, 2 часа, охлаждение на воздухе;2. Вторая гомогенизация – 1085 0С, 2 часа, охлаждение на воздухе;3. Первое старение – 925 0С, 24 часа, охлаждение на воздухе;4. Второе старение – 760 0С, 16 часов, охлаждение на воздухе.В процессе первой гомогенизации происходит более равномерное распределениекомпонентов сплава, а также растворение образовавшейся при плавке γ'-фазы в твёрдомникелевом растворе; при охлаждении на воздухе образуются очень тонкие выделения γ'фазы, большая часть которых снова растворяется в процессе выдержки при 1085 °С.Воздушное охлаждение от 1085 °С сопровождается появлением новых выделений γ'-фазы;поскольку они образовались при более низких температурах (нежели при воздушномохлаждении от 1130°С) эти выделения ещё тоньше и обеспечивают более интенсивноеупрочнение.Оставшиесянерастворённымивыделенияγ'-фазыпослепервогогомогенизирующего отжига немного вырастают.
Последующее старение при 925 °Свызывает рост обеих групп выделений γ'-фазы и небольшое дополнительное выделениеэтой фазы. Окончательное старение при 760 °С приводит лишь к небольшим изменениямвмикроструктуре.Посуществу,такиеилиподобныеподходы используютсяприменительно ко всем никелевым суперсплавам [1].* * *Несмотря на огромное количество исследований, посвящённых никелевымсуперсплавам, а также значительное продвижение в понимании связи между структурой исвойствами распространённых никелевых суперсплавов, подход к поиску состава сплавоввсё ещё осуществляется на основе эмпирического анализа ранее полученных результатовс учётом диаграмм фазовых равновесий двух- и трёхкомпонентных систем.
Наинтуитивный характер выбора композиций сплавов указывают постоянно меняющиесярешения как по качественному, так и по количественного составу сплавов (рисунок 1.2).Существующий подход не даёт общей картины, обеспечивающей направленный поископтимального состава сплава, поскольку он не учитывает в явном виде взаимное влияниелегирующих компонентов на свойства сплавов в многокомпонентных системах.16Болееэффективныйпоискновыхсоставовникелевыхсплавовмогбыосуществляться на основе изотермических сечений многокомпонентных диаграммфазовых равновесий, построенных при температурах термическихобработок иэксплуатации. Набор таких сечений позволит избежать образования нежелательных фаз и,напротив, гарантировать выделение нужной фазы, а также обеспечить содержаниелегирующих компонентов на оптимальном уровне, отвечающему лучшим жаростойким ижаропрочным свойствам сплавов. Подобный подход позволяет оптимизировать процессисследования и провести его в два этапа:1.
Установление фаз, находящихся в равновесии с твёрдым раствором на основеникеля;2. Определение концентрационных условий образования фаз, находящихся вравновесии с γ фазой при температурах термической обработки сплавов и их дальнейшейэксплуатации.В качестве упрочняющих фаз в дисперсионно-твердеющих никелевых сплавах насегодняшний день используются γ' фаза и γ'' фаза, образующаяся в сплавах с отсутствиемили низким содержанием Al и высокой концентрацией Nb. Причем γ'' фаза, в дальнейшемв данной работе называемая α фазой, исследована в меньшей степени по сравнению с γ'фазой.Всвязисвышеизложенным,внастоящейработебылиисследованыизотермические сечения диаграмм фазовых равновесий многокомпонентных систем собразующейся α фазой.1.2.
Полиэдрация многокомпонентных диаграмм фазовых равновесийметодом графовПостроение любой диаграммы фазовых равновесий включает два этапа [16]:1.Определение количества фаз, образующихся в системе, и схемы равновесий междуними (полиэдрация системы).2.Определение границ фазовых областей и представление их в аналитическом виде.Еслиосуществлениевторогоэтапатребуетмноговремениибольшихматериальных затрат, то первый этап, по существу, являющийся качественным, можетбыть решён с привлечением значительно меньших ресурсов.
Для подавляющегобольшинства пользователей фундаментальной информацией о строении диаграмм17фазовых равновесий такое решение проблемы вполне приемлемо, так как значительносужает область поиска новых материалов со специальными свойствами, а выполнениевторого этапа может быть осуществлено в оптимальной области для выбранногофрагмента многокомпонентной системы [16].Для решения первого этапа построения многокомпонентных диаграмм фазовыхравновесий (полиэдрации системы) в работах [16 – 22] предложен и апробирован методграфов, который по данным о диаграммах фазовых равновесий меньшей мерностипозволяет прогнозировать строение систем с большим числом компонентов.
Методоснован на двух постулатах.Постулат 1. Любое N-фазное равновесие между N фазами может быть выраженополным графом с N вершинами.Поскольку при полиэдрации главным объектом является фаза, а не концентрациякомпонентов, и цель полиэдрации состоит в установлении набора равновесий междуфазами на изотерме, это заметно облегчает формализацию строения изотермическогосечения. Каждая фаза представляет вершину графа (точку на плоскости независимо отчисла компонентов), а рёбра отражают существование того или иного равновесия(рисунок 1.3).Рисунок 1.3.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
