НЕОРГАНИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ, 2013, том 49, № 11, с. 1185-1192
УДК 546.3-19
ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ДАВЛЕНИИ И ТЕМПЕРАТУРЕ, МИКРОСТРУКТУРА И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА ЗАЭВТЕКТИЧЕСКОГО СПЛАВА Al с Ni (10 ат. %)
© 2013 г. А. Г. Падалко*, О. Г. Эллерт**, Н. Н. Ефимов**, В. М. Новоторцев**, Г. В. Таланова*, Г. И. Зубарев***, В. Т. Федотов****, А. Н. Сучков****, К. А. Солнцев*
*Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова Российской академии наук, Москва **Институт общей и неорганической химии им. Н.С. Курнакова Российской академии наук, Москва ***ОАО "Объединенная двигателестроительная корпорация", Москва ****Национальный исследовательский ядерный университет "МИФИ", Москва
e-mail: padalko@orc.ru Поступила в редакцию 24.12.2012 г.
Методом дифференциального баротермического анализа исследованы фазовые превращения в за-эвтектическом сплаве 10Ni—90Al в интервале температур до 900°C и давлений до = 100 МПа. Получены данные о барическом смещении температур ликвидуса и солидуса, температурах твердофазных реакций растворения и выделения интерметаллида NiAl3. При высоком давлении твердофазный распад пересыщенного твердого раствора никеля в алюминии происходит при 622°C с образованием смеси фаз (Al) + NiAl3. Предложен трехстадийный процесс образования частиц ин-терметаллида при охлаждении сплава при высоком давлении. Проведено сопоставление баротермо-графических данных с канонической t-x--диаграммой состояния Al—Ni. Показано, что в результате плавления и кристаллизации при высоком давлении мелкозернистая структура исходного сплава трансформируется в крупнокристаллическую при дендритном характере кристаллизации, а концентрация микропор увеличивается. По данным рентгенографического анализа установлено увеличение объемов элементарных ячеек Al и Al3Ni в сплаве, закристаллизованном при 100 МПа. Изучены магнитные свойства сплава после цикла баротермографии.
DOI: 10.7868/S0002337X13110122
ВВЕДЕНИЕ
Исследование системы Al—Ni во многом связано с ее прикладной значимостью. Именно благодаря ее подробному изучению стало возможным получение широкого спектра современных никелевых жаропрочных сплавов [1], используемых при создании наиболее ответственных компонентов газотурбинных двигателей. Известно, что в сплавах системы при различных соотношениях Al и Ni образуются пять интерметаллидов: Al3Ni, Al3Ni2, AlNi (р'), AlNi3 (а') и Al3Ni5 [2, 3]. Из них важными для практики являются интерме-таллиды AlNi3 (один из основных компонентов жаропрочных никелевых сплавов) и Al3Ni, используемый в качестве составной части катализатора, известного как никель Ренея, широко применяемого в процессах каталитического гидрирования органических соединений [4]. Отметим, что практически все данные о фазовых равновесиях в системе Al—Ni получены при давленияхp < < 0.1 МПа, а в технологии совершенных металлических материалов широко используется горячее
изостатическое прессование при высоких, до 150—200 МПа, давлениях, позволяющее в результате процессов, происходящих при этих давлениях и высоких температурах, заметно повысить механические свойства и эксплуатационные характеристики сплавов [5—8]. Однако исследования в области построения р—х-диаграмм состояния в основном связаны с изучением фазовых превращений в индивидуальных химических соединениях и не затрагивают многокомпонентные металлические сплавы, с использованием небольших рабочих камер, что ограничивает практическое применение полученных результатов. Тем не менее, при р < 15 ГПа изучено несколько десятков соединений никеля и алюминия, установлены также барические коэффициенты температур плавления чистых А1 и N1 [9]. С учетом большой научной и практической значимости интерметал-лидов и сплавов системы А1—N1 представляется необходимым систематическое исследование фазовых превращений в этой системе при достаточно высоких (до =200 МПа) давлениях.
Целью настоящей работы являлось по возможности полное исследование особенностей фазовых превращений при высоких давлениях и температурах в заэвтектическом сплаве 90А1-10№, а также магнитных свойств сплава после кристаллизации при давлении =100 МПа.
Методика эксперимента (синтез, подготовка образцов и методы исследований) подробно описана в работах [10, 11].
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Микроструктура исходного сплава (рис. 1).
Сплав после кристаллизации имеет достаточно крупнозернистую структуру (рис. 1а). Темными линиями выделены типичные зерна, хаотично расположенные в объеме образца. Диапазон площадей сечений зерен находится в пределах от ^тт= 3.2 х 103 до ^тах = 2.3 х 104 мкм2 при средней площади зерна 9.7 х 103 мкм2.
N шт. 35
30
25
20
15
10
5
0
300
400 500 S, мкм2
Включения фазы А13№ довольно однородно расположены в междендритных пространствах алюминиевой матрицы. Из результатов оптической микроскопии видно, что частицы А13№ обладают глобулярной морфологией и заметная доля частиц срастается в крупные образования. В целом частицы А13№ обладают широким спектром линейных и объемных размеров, образуя полимодальную структуру. Гистограмма распределения по размерам частиц интерметаллида в исходном сплаве представлена на рис. 2. Полученное распределение удовлетворительно аппроксимируется экспоненциальной зависимостью вида:
^А13№ = 32.7е-0'035 + 0.8,
(1)
Рис. 2. Гистограмма распределения частиц А13№ по размерам в исходном (после синтеза) сплаве 90А1-10№.
где —^ № — количество частиц интерметаллида, S— площадь сечения частицы [мкм2]. При определении общего содержания частиц интерметаллида анализировали изображение площадью 100 х 75 мкм с —= 52 ± 3 шт., что дает объемную концентрацию частиц, равную 5.9 х 108 см-3.
А1-матрица исходного сплава насыщена микропорами (рис. 1б), в основном равномерно распределенными в объеме фазы алюминия в сплаве. Идентификацию состава темных областей размерами = 1-2 мкм проводили с помощью энергодисперсионного микроанализа. Полученные результаты показали практически полное совпадение содержания основного (А1) и примесных элементов, на основании чего сделан вывод о том, что изменение контраста на изображениях сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) и оптической микроскопии (наличие темных микрообластей) связано только с рельефом поверхности шлифа, т.е. с наличием пористости. Анализируя изображения исходной микроструктуры, определяли параметры пористости в образце (рис. 3). Так, при установленном количестве пор, равном 64 ± 3, на
площади 101 х 76 мкм их поверхностная плотность составляет 8.3 х 105 см-2, а объемная концентрация пор при этом равна 7.6 х 108 см-3. Аппроксимирующая экспонента удовлетворительно соответствует полученному распределению, а ее аналитический вид приведен ниже:
Nпиосрх = 7.1 х 103е-
+ 0.5.
(2)
При среднем значении площади поры 0.38 мкм2, ее объем составляет 5.6 х 10-14 см-3. При этих значениях объемная доля пор в исходном сплаве равна 4.3 х 10-3 об. %, что позволяет отнести исходный сплав к категории достаточно плотных материалов.
Результаты дифференциального баротермиче-ского анализа. Баротермограммы нагрева и охлаждения сплава (рис. 4а) имеют шумы на дифференциальной кривой, появление которых можно связать с конвективными потоками сжатого до 100 МПа аргона с плотностью порядка десятых г/см3, с изменением качества теплового контакта навески вещества со стенками тигля в результате воздействия на образец высоких давлений, а также с возможным изменением микроструктуры сплава в процессах нагрева и охлаждения. Тем не менее, такие кривые могут поддаваться анализу и интерпретации.
Баротермограмма нагрева. На баротермограм-ме нагрева (рис. 4а, кривая 1) можно отметить небольшой ниспадающий участок, начинающийся при 622°С, который можно связать с твердофазной реакцией растворения частиц А13№. При использовании стандартного метода касательных установлена температура перехода твердое-жид-кость, равная 635°С. Эта температура на 5°С ниже температуры плавления эвтектики А1 + А13№ при обычных условиях и является температурой эвтектики при давлении 100 МПа, т.е. соответствует температуре солидуса сплава. При 673°С происходит небольшое снижение амплитуды эндотермического пика, связанное, возможно, с одним из этапов растворения фракции полимодальной по размерам структурной составляющей А13№. Дальнейший ход кривой непрост для интерпретации, однако можно предположить, что окончательно процесс плавления заканчивается при 792°С, определяя температуру ликвидуса сплава при 100 МПа, что на 8°С ниже точки ликвидуса для состава 90А1-10№ канонической диаграммы состояния [2].
Баротермограмма охлаждения. По кривой охлаждения температуру ликвидуса, определяемую методом касательных, можно принять равной 786°С. При дальнейшем охлаждении экзотермическая кривая плавно возрастает, и при температуре 672°С отмечен пик, который можно связать с одной из стадий выделения частиц
N шт. 30 г
25 20 15 10 5
0.6
0.7
0.8
0.9
1.0 мкм
Рис. 3. Гистограмма распределения пор по размерам в исходном после синтеза сплаве 90А1-10№ по анализу изображения рис. 1б.
ДБАнагр, отн. ед.
80 60 40 20 0 20 40 60 80
(а)
ДБА0
отн.
- 6181' -
Экзо :6 35 -
672
2,* 786 -
_ 1 622
35 .... -
—^ XI 635 792 :
- -
| | 1 1 | | | | -
ед. 80 60 40 20 0 -20 -40 -60 -80 -100
200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100
г, °С
(б)
г, °С
1100 1000
900 800 700 600
А1 5 10 15 20 25 30 N1, ат. %
Рис. 4. Баротермограммы нагрева (1) и охлаждения (2), полученные при давлении = 100 МПа (а) и фрагмент канонической фазовой диаграммы с нанесенными точками по результатам баротермического сканирования (б).
0
й
экв
200 мкм
I_I
Рис. 5. Микроструктура сплава 10№-90А1, затвердевшего при 100 МПа, с полимодальными частицами А1з№ (а, б СЭМ, в — оптическая микроскопия).
А13№. Интенсивный пик при 635°С определяется кристаллизацией эвтектики, а небольшой перегиб при 618°С связан с распадом твердого раствора на основе А1 с образованием дополнительной мелкодисперсной фракции частиц А13№. Из рассмотренных баротермограмм сплава 90А1—10№ можно предположить, что процесс образования частиц А13№ при высоком давлении происх
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.