научная статья по теме ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ТРОЙНЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ NI 3А1 Физика

Текст научной статьи на тему «ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ТРОЙНЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ NI 3А1»

ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 97, № 4, с. 95-102

СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ

УДК 669.2471:536.42

ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ТРОЙНЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ №3А1

© 2004 г. Н. Н. Степанова*, В. П. Белаш**, С. В. Лепихин***, О. В. Савин***, Л. В. Елохина*, Г. В. Тягунов***, Ю. Н. Акшенцев*

*Институт физики металлов УрО РАН, 620219 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 **Физико-технический институт УрО РАН, 426001 Ижевск, ул. Кирова, 132 ***Уралъский государственный технический университет, 620002 Екатеринбург, ул. Мира, 19 Поступила в редакцию 18.08.2003 г.; в окончательном варианте - 07.10.2003 г.

Обобщение результатов металлографических, электронно-микроскопических и рентгеновских исследований в сочетании с данными дифференциально-термического анализа (ДТА) позволило установить общие закономерности в последовательности фазовых и структурных превращений, приводящих к формированию однофазного у'-состояния в ходе кристаллизации и последующего охлаждения тройных сплавов на основе интерметаллического соединения №3А1 в зависимости от типа замещения, присущего данному легирующему элементу в пределах области гомогенности у-фазы. Установлена корреляция между типом замещения, предпочтительным для данного легирующего переходного элемента, и охарактеризовать шириной ¿-зоны на шкале энергий. Атомы переходных элементов с выраженной локализацией замещают при легировании позиции никеля. Чем более делокализованы ¿-электроны, тем более для данного переходного элемента выражена способность к замещению позиций алюминия.

В настоящее время диаграммы состояния тройных сплавов системы Ni-Al-X вблизи состава Ni3Al (у'-фазы) построены в виде отдельных разрезов, как правило, изотермических. Политермические разрезы, включающие область кристаллизации, крайне редки и относятся в основном к сплавам системы Ni3Al-Fe [1, 3]. Такое отсутствие информации о процессах кристаллизации в какой-то мере связано с тем, что после отжига литые поликристаллические образцы Ni3Al-X, имеющие состав в пределах области гомогенности у'-фазы, однофазны [1]. Но при этом в структуре сплава могут присутствовать области у'-фазы, формировавшиеся по различным механизмам.

Предыдущее исследование авторов данной работы [4] было посвящено изучению влияния легирования на ростовую структуру монокристаллов серии тройных сплавов на основе Ni3Al-X, где X = Co, Fe, Nb, V, W, Cr, Ti. В качестве третьего элемента были выбраны типичные легирующие элементы никелевых жаропрочных сплавов. Для каждого легирующего элемента исследован один состав сплава в пределах области гомогенности у'-фазы.

Монокристаллы, полученные по методу Бриджмена, содержат некоторое количество остаточных фаз [5]. Это связано с особенностями роста в условиях направленной кристаллизации (НК). Изучение ростовой структуры таких монокристаллов позволило нам выявить фазы, участвовавшие в кристаллизации. При этом было отмечено разнообразие как структурного, так и фазо-

вого состояния сплавов №3А1-Х. Кристаллизация у'-фазы может проходить как непосредственно из расплава в однофазное состояние, так и с участием Р-фазы (ОЦК-фаза на основе интерметаллического соединения №А1, сверхструктура В2); сразу после кристаллизации может формироваться двухфазное У + у-состояние с участием у-твердого раствора или однофазная у-фаза. Определенная последовательность фазовых превращений, протекающих по мере охлаждения, приводит к формированию однофазного у'-состояния.

Интерметаллическое соединение №3А1 (у'-фа-за) упорядочено по типу Ь12, т.е. имеет ГЦК-ре-шетку, в узлах которой находятся атомы алюминия, а атомы никеля центрируют грани, причем при отклонении от стехиометрии недостающие атомы замещаются вакансиями. Именно этим обстоятельством обусловлена узкая область гомогенности двойного соединения №3А1 [6]. Легирование переходными элементами расширяет область гомогенности у'-фазы [1]. Многочисленные экспериментальные данные, полный обзор которых приведен в [1, 7], позволяют утверждать, что атомы Т1, V, W будут преимущественно замещать позиции алюминия, атомы Со входят в под-решетку никеля. Такие элементы, как Бе и Сг, могут в равной мере замещать как позиции никеля, так и позиции алюминия. Преимущественный тип замещения, характерный для каждого из исследованных нами легирующих элементов, также можно определить по разрезу 1100°С сводной тройной диаграммы [1], приведенной на рис. 1.

А1

50

40

30

20

10

N1

Рис. 1. Изотермический разрез (1100°С) сводной тройной диаграммы состояния системы №зА1-Х, где X - переходный элемент [1].

Бе

N1

Рис. 2. Схема фазового состава сплавов системы №зА1-Бе при температуре солидуса.

Заметим, что каждому из легирующих элементов на диаграмме состояния соответствует область, т.е. возможны некоторые отклонения состава сплава от предпочтительного типа замещения. В частности, для большинства легирующих элементов возможно в пределах области гомогенности задать состав, при котором этим элементом одновременно замещаются позиции как никеля, так и алюминия.

В задачу данной работы входил поиск закономерностей в последовательности фазовых и структурных превращений, приводящих к формированию однофазного у'-состояния в ходе кристаллизации и последующего охлаждения ряда тройных сплавов на основе №3А1, имеющих состав в пределах области гомогенности у'-фазы. Анализ основан на результатах структурных исследований монокристаллов тройных сплавов №3А1-Х(Х = Со, №>, Бе, Сг, V, Т1) в сочетании с данными дифференциально-термического анализа (ДТА). При этом для каждого третьего элемента рассмотрены все возможные для него типы замещения.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Исследована серия сплавов на основе №3А1, легированных третьим элементом, табл. 1. Состав сплавов во всех случаях находился в пределах области гомогенности у'-фазы (по разрезу 1100°С [1]).

Сплавы получали методом вакуумной дуговой плавки, слиток делился на две части, одна из которых использовалась в качестве заготовки для выращивания монокристаллов и НК-образцов с несколькими крупными зернами в сечении слитка; другая часть была использована в поликристаллическом состоянии для ДТА.

В [5] установлено, что для формирования структуры сплава №3А1, отвечающей равновесной диаграмме состояния, требуется кристаллизация со скоростью Я < 1 мм/мин в сочетании с высоким значением температурного градиента О. В нашем случае использован режим Я < 1 мм/мин, О = 80 град/см. Диаметр цилиндрического слитка составлял 8 мм. Это позволило избежать образования метастабильных фаз в ходе кристаллизации.

Ростовая структура монокристальных образцов и их фазовый состав при комнатной температуре исследованы методами металлография (оптический микроскоп ЭПИТИП), электронной микроскопии (1ЕМ-200 СХ) и рентгеновскими методами (ДРОН-3), включая высокотемпературную рентгенографию. Методика описана в [4].

Определение температурных интервалов структурных превращений проведено методом дифференциального термического анализа (ДТА) на дериватографе ВДТА-8МЗ в температурном интервале от комнатной температуры до 1б00°С. В качестве эталона использован вольфрам. При определении температуры, соответствующей критической точке, проведено усреднение значений, полученных при нагреве и охлаждении для всех скоростей измерения (10, 20, 40 и 80 град/мин). Это позволило повысить точность измерений до ±3°С. Часть результатов была опубликована нами ранее [8].

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В основу анализа, проведенного в данной работе, положены данные, полученные нами при исследовании системы №3А1-Бе, которая представляет особый интерес в связи с тем, что железо может входить в обе подрешетки сплава №3А1. Фазовый состав сплавов системы №3А1-Ре непо-

средственно после кристаллизации схематически представлен на рис. 2.

Сопоставление схемы кристаллизации для сплавов системы №3А1-Бе с данными о ростовой структуре исследованных образцов и результатами измерения ДТА (табл. 1) позволяет сделать вывод о том, что для целого ряда сплавов существует общая закономерность в формировании однофазного у'-состояния в процессе кристаллизации и последующего охлаждения монокристального слитка в зависимости от состава сплава в пределах области гомогенности у'-фазы.

Точно так же, как и в случае легирования железом, у'-фаза кристаллизуется непосредственно из расплава при содержании легирующего элемента в пределах 1.5-2 ат. % независимо от того, в какую подрешетку сплава вводятся атомы третьего элемента.

Далее по мере роста концентрации легирующего элемента, характер кристаллизации меняется в зависимости от типа замещения, присущего данному легирующему элементу.

В том случае, когда легирующий элемент замещает атомы никеля, кристаллизация идет с участием Р-фазы (В2). На рис. 3 это показано для монокристальных образцов сплавов (N1, Х)3А1, где X = Сг, Со, Бе. Ростовая структура таких образцов ячеисто-дендритная, как и при кристаллизации двойного сплава №3А1 [4]. Кристаллизация начинается с образования у'-фазы. В конце кристаллизации в междендритных участках формируется пластинчатая эвтектика у' + р. В таких участках монокристалла при охлаждении происходит превращение У + Р —- у', см. табл. 1.

По мере роста концентрации легирующего элемента фазовый состав монокристальных образцов меняется. Образец в целом состоит из эвтектики у + Р, что приводит к более сложной последовательности превращений при охлаждении: через перитектоидную реакцию к двухфазному состоянию Р + у + у —► у + у' и далее происходит распад у-твердого раствора (например, для сплава №71Ре4А125 при 1292 и 1079°С соответственно).

В отличие от поликристаллических образцов, которые после гомогенизирующего отжига однофазны, в монокристаллах некоторое количество 0-фазы (<1%) присутствует и при комнатной температуре. 0-фаза неустойчива по отношению к мар-тенситному превращению. Известно [9], что если Р-фаза пересыщена атомами никеля (для двойного сплава №3А1 содержит 62.5 ат. % N1 и более), то закалка ее от температуры выше 1000°С приводит к развитию такого превращения (Р —- Ь10) с образованием тетрагональной фазы, упорядоченной по типу Ь10. Возм

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.

Показать целиком

Пoхожие научные работыпо теме «Физика»