ИЗВЕСТИЯ РАН. СЕРИЯ ФИЗИЧЕСКАЯ, 2015, том 79, № 9, с. 1300-1304
УДК 669.265.295;620.178.152
ВЛИЯНИЕ ТИТАНА И МОЛИБДЕНА НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА in-situ-КОМПОЗИТА НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ НИОБИЙ-КРЕМНИЙ
© 2015 г. Т. С. Строганова1, М. И Карпов1, В. П. Коржов1, В. И. Внуков1, Д. В. Прохоров1, И. С. Желтякова1, И. Б. Гнесин1, И. Л. Светлов2
E-mail: i.svetlov2010@yandex.ru; stroganova@issp.ac.ru
Исследованы композиты системы Nb-Si-Ti—Zr—Hf—Cr—Al—Mo—Y трех составов, отличавшихся только соотношением содержания молибдена и титана: 13 ат. % Ti + 8.5 ат. % Mo; 15 ат. % Ti, + 6.5 ат. % Mo; 17 ат. % Ti + 4.5 ат. % Mo. Образцы композитов получены методом направленной кристаллизации со скоростью вытягивания 5 мм ■ мин-1. Основными структурными составляющими композита являются твердый раствор на основе Nbss и твердый раствор на основе интерметаллических соединений Nb3Si, P-Nb5Si3, a-Nb5Si3. По данным испытаний на кратковременную прочность при 1300 и 1350°С средние значения предела кратковременной прочности снижаются при уменьшении содержания молибдена и увеличении содержания титана от 950 до 707 МПа и от 562 до 433 МПа. Скорость деформации ползучести при 1300°С и напряжении 200 МПа возрастает с 9.8 ■ 10-5 до 10.6 ■ 10-3 ч-1.
DOI: 10.7868/S0367676515090215
ВВЕДЕНИЕ
Создание более эффективных в техническом и экономическом отношении газотурбинных двигателей (ГТД) для нужд авиационного двигателе-строения невозможно без разработок новых жаропрочных сплавов. Основные технико-экономические показатели ГТД определяются температурой рабочего газа на входе в турбину: чем она выше, тем эффективнее работает двигатель. Достижение более высоких температур в первую очередь связано с повышением жаропрочности материалов, применяемых для изготовления лопаток высокотемпературных ступеней двигателя. В связи с этим широко используемым для этих целей жаропрочным сплавам на никелевой основе с рабочими температурами 1100—1150°С в настоящее время требуется эффективная замена, поскольку ресурс повышения их рабочей температуры ограничен низкой температурой плавления ~1400°С.
Одним из основных кандидатов для их замены считаются так называемые "естественные" или т^Ии композиты — сплавы системы №—81 вблизи эвтектики №—№381. К преимуществам последних относятся более высокие температуры плавления ~1750°С, высокие механические свойства и меньшая плотность на уровне 6.6—7.2 г • см3 [1—4]. Формирование микроструктуры, состоя-
1 Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики твердого тела Российской академии наук, Черноголовка.
2 Федеральное государственное унитарное предприятие "Все-
российский научно-исследовательский институт авиационных материалов", Москва.
щей из вязкой металлической матрицы и упрочняющей ее интерметаллидной фазы, в композитах №—81 осуществляется по эвтектической реакции в области 18.7 ат. % 81 с образованием твердых растворов на основе и интерметал-лида №381 или №5813 [5, 6]. Существенные недостатки данных составляющих: МЪ^ характеризуется низким сопротивлением окислению выше 400°С [7]. Поглощение кислорода начинается уже при 200°С. Высокая скорость диффузии кислорода в твердом растворе ниобия и образование окислов вызывают его упрочнение и вместе с тем охрупчивание. Интерметаллиды, в свою очередь, обладают низкой трещиностойкостью при комнатной температуре, но в то же время они сохраняют свою структуру и прочность при высоких температурах.
С целью повышения жаростойкости, высокотемпературной прочности, вязкости разрушения и трещиностойкости при низких температурах применяется легирование редкоземельными и переходными металлами 1У-Ъ, У-Ъ и У1-Ъ групп. Такие элементы, как Мо, Т1, Щ Zr, А1, Сг, У, существенно повышают свойства композитов. Добавки Щ Zr, А1, Сг, У повышают жаростойкость, но снижают трещиностойкость при низких температурах. Легирование Т1, в свою очередь, приводит к повышению и жаростойкости и трещиностойкости [7— 10]. Однако высокое содержание Т1, который снижает температуру плавления композита, может привести к снижению высокотемпературной прочности. Такой элемент, как Мо, растворяясь в твердом растворе, повышает температуру плавления компазита и приводит к повышению его
прочности. Поскольку композиты МЪ—81 подвержены сильному окислению при повышенных температурах, эффективными раскислителями являются ИГ и У.
Помимо химического состава на свойства композитов значительно влияет структура, для управления которой существует целый ряд способов. По сравнению с вакуумно-дуговой плавкой с использованием расходуемых и нерасходу-емых электродов, порошковой металлургией, технология направленной кристаллизации позволяет контролировать процесс кристаллизации и получать композит с заданной структурой и свойствами [11].
При оптимальном легировании и соответствующем выборе технологии получения лопаток из композитов №—81 прогнозируют повышение рабочей температуры на ~200°С по сравнению с лопатками из никелевых жаропрочных сплавов.
В настоящей работе представлены результаты исследования микроструктуры образов сложно легированных композитов №—81, изготовленных методом направленной кристаллизации. Проведена оценка влияния легирующих элементов, в частности титана и молибдена, на структуру и механические свойства.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Для исследований использовали прекурсоры №—81 с содержанием 16 ат. % 81, дополнительно легированные Т1, Мо, И, Zr, А1, Сг, У. Суммарное содержание легирующих элементов составило ~40 ат. %. Были выбраны прекурсоры трех составов, отличавшиеся только соотношением содержания молибдена и титана: 13 ат. % Т1 + 8.5 ат. % Мо; 15 ат. % Т1, + 6.5 ат. % Мо; 17 ат. % Т1 + 4.5 ат. % Мо (далее в статье обозначение образцов будут представлены в виде соотношения 13Т1/8.5Мо, 15Т1/6.5Мо, 17Т1/4.5Мо). Исходные заготовки прекурсоров получали методом бестигельной плавки во взвешенном состоянии в атмосфере аргона высокой чистоты, что обеспечило равномерное распределение элементов по всему объему слитка и минимизировало содержание кислорода. Композиты получали методом направленной кристаллизации прекурсоров. Для этого слитки прекурсоров диаметром 9 и длиной 60 мм, помещенные в тигель из ZrO2, переплавляли в вакуумной индукционной печи в атмосфере аргона высокой чистоты. Тигель со слитком устанавливали на специальном вольфрамовом держателе в рабочей зоне печи, нагревали до полного расплавления и выводили в холодную зону со скоростью 5 мм • мин-1.
Из полученных слитков на установке электроэрозионной резки вырезали образцы для исследований. Поверхность образцов дополнительно
шлифовали для механических испытаний и полировали для исследования структуры.
Для анализа морфологии, элементного и фазового анализов был использован сканирующий электронный микроскоп Tescan Vfega II XMU с энергодисперсионным INCA Energy 450 и волно-дисперсионным INCA Wave 700 спектрометрами. На модернизированном рентгеновском дифракто-метре ДРОН-3.0 были получены дифрактограммы в излучении Mo^a.
Испытания образцов композитов размером 2 х х 2 х 15 мм на кратковременную и длительную прочность были проведены в температурном диапазоне (1300—1350)°С по схеме трехточечного изгиба в вакуумной камере установки INSTRON в атмосфере аргона высокой чистоты. Расчет предела прочности ств определяли при максимальной нагрузке Р по известной формуле (1)
3PL
2bh
(1)
где Ь расстояние между опорами, а Ь и к — ширина и высота образца.
Для получения характеристик ползучести проведена серия экспериментов, где измеряли деформацию образца под действием ступенчато повышающейся нагрузки в течение равных промежутков времени (8 часов при постоянной нагрузке). Расчет проведен по методике, предложенной в работах [12, 13]. Принимали степенной закон зависимости скорости деформации е ползучести от приложенного напряжения а при температуре Т:
е = п
/ \т и
(2)
\®п У
где п — константа, т — показатель степени, ап — предел ползучести.
В расчете константа п = 10-4 ч-1. Это означает, что ап — это напряжение, вызывающее 1% деформации за 100 часов, т.е. это предел ползучести а1/100.
В случае испытания на изгиб в условиях установившейся ползучести это уравнение приобретает вид скорости прогиба. А скорость прогиба в свою очередь связана с нагрузкой Р, которую прикладывали к центру образца. Такая методика позволяет получить в относительно короткие сроки оценочные характеристики ползучести материалов.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ МИКРОСТРУКТУР ОБРАЗЦОВ КОМПОЗИТОВ
На рис. 1 изброжены микроструктуры продольных и поперечных сечений образцов исследованных композитов, имеющих различное содержание титана и молибдена. Морфологически структура представлена эвтектическими колониями, которые вытянуты вдоль направления роста и ориентированы под углом 20—30 градусов к нему. По
Рис. 1. Микроструктуры сечений образцов №>—81-
композитов вдоль (сверху) и поперек (снизу) направления вытягивания, с содержанием: а — 13Т1/8.5Мо
ат. %, б — 15Т1/6.5Мо ат. %; в - 17Т1/4.5Мо ат. %.
данным сканирующей электронной микроскопии и рентгеноспектрального микроанализа, композиты состоят из матрицы твердого раствора на основе ниобия — (светлые выделения толщиной от 1 до 20 мкм) и армирующей фазы — твердого раствора на основе интерметаллических соединений №381, N^8%. Средний диаметр колоний варьирует от 80 до 100 мкм. Для микроструктур образцов 15Т1/6.5Мо, 17Т1/4.5Мо характерно наличие крупных выделений интреметаллида №5813, располагающихся в центре эвтектических колоний и имеющих иглообразную форму в продольном сечении и шестигранника в поперечном. Ширина ин-терметаллидных игл находится в диапазоне от 40 до 70 мкм, а длина в среднем составляет 240 мкм и может достигать 1000 мкм. Образование таких игл влияет на направленность структуры, что приводит к отклонениям эвтектических колоний от заданного направления роста. В сплавах также были обнаружены неоднородно распределенные сферические включения оксида иттрия У203 с размерами ~2—10 мкм.
Рентгеноструктурным анализом образцов (рис. 2) подтверждено наличие твердого раствора N^3, высокотемпературной фазы Р-№5813 и низкотемпературной
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.